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WO2018179386A1 - 冷間圧延鋼板および溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板 - Google Patents

冷間圧延鋼板および溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板 Download PDF

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WO2018179386A1
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hot
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卓史 横山
力 岡本
山口　裕司
一生 塩川
優一 中平
裕之 川田
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet and a hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet.
  • Steel sheets used for automotive parts are required to have not only strength but also various workability required at the time of forming parts, such as press formability and weldability. Specifically, from the viewpoint of press formability, a steel sheet is often required to have excellent elongation (total elongation in a tensile test: El) and stretch flangeability (hole expansion ratio: ⁇ ).
  • Patent Documents 1 to 3 disclose techniques related to high-strength TRIP steel sheets that improve the elongation and the hole expansion rate by controlling the structural composition fraction within a predetermined range.
  • Patent Document 4 and Patent Document 5 after controlling the structural fraction of the microstructure to a predetermined range, the distribution of IQ (Image Quality) values of crystal grains obtained by the EBSD method is controlled to a predetermined range, A technique relating to a high-strength TRIP steel sheet with improved low-temperature toughness is disclosed.
  • Patent Document 6 discloses that the microstructure is mainly tempered martensite containing MA and residual austenite, and MA and residual austenite are in contact with tempered martensite or increase the ratio of existing in tempered martensite grains. Thus, a technique related to high-strength TRIP steel with improved hole expansibility is disclosed.
  • Patent Document 7 discloses a technique for improving the toughness of a DP (Dual Phase) steel sheet.
  • Patent Document 8 and Patent Document 9 relate to a high-strength steel sheet that improves the low-temperature toughness by controlling the stacking fault density of retained austenite to a predetermined range after controlling the structural fraction of the microstructure to a predetermined range.
  • Technology is disclosed.
  • the present invention has an object to improve workability and low temperature toughness, especially low temperature toughness after introduction of plastic strain in high strength cold rolled steel sheet and high strength hot dip galvanized cold rolled steel sheet.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet and a high-strength hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet (hereinafter referred to as “cold-rolled steel sheet”).
  • the present inventors diligently examined a microstructure capable of ensuring workability and low-temperature toughness in addition to high strength when examining a method for solving the above-described problems.
  • the microstructure must satisfy the following (i) to (v) at the same time in order to ensure the target strength, elongation, hole expansion rate, and low temperature toughness.
  • Ferrite 1 to 29 area%
  • Residual austenite 5 to 20 area%
  • Martensite less than 10 area%
  • Perlite less than 5 area%
  • Bainite and / or tempered martensite balance
  • the interface between the ferrite of the softest structure in the microstructure and the martensite or retained austenite of the hardest structure becomes the starting point of fracture, and the length of the interface where both structures are in contact is determined as follows. It was found that the low temperature toughness after processing can be further improved when the following value (vi) is satisfied.
  • FIG. 1 shows the result of measuring vTrs by applying a pre-strain of 5% to a steel plate having various ⁇ MA, then performing a Charpy impact test.
  • ⁇ MA the total length of the interface between the ferrite and martensite or retained austenite having an equivalent circle radius of 1 ⁇ m or more.
  • the mechanism by which ⁇ MA affects the low temperature toughness after processing is considered as follows.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet provided with a hot-dip galvanized layer on the surface of the cold-rolled steel sheet of (1) or (2).
  • a hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet comprising an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the cold-rolled steel sheet of (1) or (2).
  • a high-strength cold-rolled steel sheet and a high-strength hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet that are excellent in workability and low-temperature toughness, especially excellent in low-temperature toughness after introduction of plastic strain.
  • Chemical composition C 0.10 to 0.30% C is an element essential for ensuring the strength of the steel sheet.
  • the C content is 0.10% or more.
  • they are 0.13% or more, 0.15% or more, 0.17% or more, or 0.18% or more.
  • excessive content decreases workability and weldability, so the C content is 0.30% or less.
  • 0.27% or less, 0.25% or less, 0.23% or 0.21% or less is preferable.
  • Si 0.50 to 2.50% Si is an element that suppresses the formation of iron carbide and contributes to the improvement of strength and formability.
  • the Si content is 0.50% or more.
  • In order to suppress precipitation of iron-based carbides 0.65% or more, 0.80% or more, 0.90% or more, 1.00% or more, 1.10% or more, or 1.20% or more is preferable.
  • the content is excessive, the cast slab breaks and the steel plate becomes brittle, so the Si content is 2.50% or less.
  • the Si content is 2.25% or less, 2.00% or less, It is preferably 1.85% or less, 1.70% or less, or 1.60% or less. 1.50% or less is more preferable.
  • Mn 1.50 to 3.50%
  • Mn is an element that improves the hardenability of the steel sheet and contributes to the improvement of strength. If the Mn content is less than 1.50%, the hardenability of the steel sheet is insufficient, and a large amount of ferrite precipitates during cooling after annealing, making it difficult to ensure the required strength. Therefore, the Mn content is 1.50% or more. Preferably they are 1.80% or more, 2.00% or more, 2.20% or more, or 2.30% or more. On the other hand, an excessive content causes Mn segregation to manifest and deteriorates workability and toughness, so the Mn content is set to 3.50% or less. From the viewpoint of ensuring weldability, the Mn content is preferably 3.00% or less. 2.80% or less, 2.70% or less, 2.60% or less, or 2.50% or less is more preferable.
  • Al 0.001 to 1.00%
  • Al is a deoxidizing element.
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • it is 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.015% or more.
  • the Al content is 1.00%.
  • they are 0.50% or less, 0.20% or less, 0.10% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element contributing to improvement in strength by solid solution strengthening. If the P content exceeds 0.05%, weldability and toughness deteriorate, so the P content is 0.05% or less. Preferably it is 0.02% or less or 0.015% or less. There is no need to particularly limit the lower limit of the P content, and the lower limit is 0%. However, if the P content is reduced to less than 0.001%, the manufacturing cost increases significantly, so 0.001% may be set as the lower limit.
  • S 0.01% or less
  • S is an impurity element, and is an element that forms MnS and hinders workability and weldability. Therefore, the S content is set to 0.01% or less. Preferably it is 0.005% or less or 0.003% or less, More preferably, it is 0.002% or less. There is no need to particularly limit the lower limit of the S content, and the lower limit is 0%. If the content of S is reduced to less than 0.0005%, the manufacturing cost increases significantly, so 0.0005% may be set as the lower limit.
  • N is an impurity element, and is an element that forms coarse nitrides and inhibits workability and toughness. Therefore, the N content is 0.01% or less. Preferably it is 0.007% or less, 0.005% or less, or 0.004% or less. There is no need to particularly limit the lower limit of the N content, and the lower limit is 0%. If the N content is reduced to less than 0.0005%, the manufacturing cost increases significantly, so 0.0005% may be set as the lower limit.
  • O 0.01% or less
  • O is an impurity element and is an element that forms a coarse oxide and inhibits bendability and hole expansibility. Therefore, the O content is 0.01% or less. Preferably it is 0.005% or less or 0.003% or less. There is no need to particularly limit the lower limit of the O content, and the lower limit is 0%. If the content of O is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly, so 0.0001% may be set as the lower limit.
  • the steel sheet according to the present invention may contain the following elements as necessary.
  • More preferable upper limit is Cr, Mo, Ni, Sn, Cu and Ni are all 0.60%, 0.40%, 0.20%, 0.10% or 0.050%, and B is 0.0020% or 0.0030%.
  • the lower limit of the content of Cr, Mo, Sn, Cu and Ni may be 0.001%, and the lower limit of the content of B may be 0.0001%.
  • the more preferable lower limit is 0.010% or 0.020% for Cr, Mo, Sn, Cu and Ni, and B is 0.0005% or 0.0010%. It is not essential to obtain the above effects. For this reason, it is not necessary to restrict
  • Ti, V, Nb, and W are elements that form carbides and contribute to improving the strength of the steel sheet. Therefore, one or more of these elements may be contained. However, even if these elements are contained excessively, the effect of addition is saturated and the economic efficiency is lowered, so the upper limit of the Ti content is 0.30%, the upper limit of the V content is 0.50%, The upper limit of the Nb content is 0.10%, and the upper limit of the W content is 0.50%. A more preferable upper limit of Ti is 0.15% or 0.05%. A more preferable upper limit of V is 0.30% or 0.08%.
  • a more preferable upper limit of Nb is 0.05% or 0.02%.
  • a more preferable upper limit of W is 0.25% or 0.05%.
  • the lower limits of the contents of Ti, V, Nb and W are all 0.001% or 0.005%.
  • a more preferred lower limit is 0.010% for all elements. It is not essential to obtain the above effects. For this reason, it is not necessary to restrict
  • Ca, Mg, Sb, Zr and REM are elements that finely disperse inclusions and contribute to the improvement of workability, and Bi reduces the microsegregation of substitutional alloy elements such as Mn and Si. It is an element that contributes to the improvement of. Therefore, you may contain 1 or more types of these elements.
  • the upper limit of the Ca and Mg content is 0.010%
  • the upper limit of the Sb content is 0.200%
  • Zr and Bi The upper limit of the REM content is 0.010%
  • the upper limit of the REM content is 0.100%. More preferable upper limits are 0.005% or 0.003% for Ca and Mg, 0.150% or 0.05% for Sb, 0.005% or 0.002% for Zr and Bi, and 0.050 for REM. % Or 0.004%.
  • the lower limit of the Ca and Mg contents is 0.0001%
  • the lower limit of the Sb and Zr contents is 0.001% or 0.005%
  • REM is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and the content of REM means the total amount of the above elements.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present invention is the balance of Fe and impurities, but the elements inevitably mixed from the steel raw material and / or in the steelmaking process are the characteristics of the steel sheet according to the present invention. You may include in the range which does not impair.
  • % related to the microstructure means “area%”.
  • Microstructure Ferrite 1 to 29% Residual austenite: 5-20% Martensite: Less than 10% Perlite: Less than 5% Remaining: Bainite and / or tempered martensite
  • the above microstructure is formed to ensure the required mechanical properties.
  • the amount of ferrite should be 1% or more.
  • a preferred lower limit is 3%, 5%, 7% or 9%.
  • a more preferred lower limit is 10%, 11%, 12% or 13%.
  • a preferred upper limit is 27%, 25%, 22% or 20%.
  • a more preferable upper limit is 19% or 18%.
  • Residual austenite is also an effective structure for securing sufficient elongation, so the amount of retained austenite is 5% or more.
  • a preferred lower limit is 7%, 8% or 9%.
  • a more preferred lower limit is 10% or 11%.
  • the amount of retained austenite is excessive, it is difficult to ensure sufficient strength, so the amount of retained austenite is 20% or less.
  • a preferred upper limit is 17%, 16%, 15% or 14%.
  • the martensite content is less than 10% and the pearlite content is less than 5%.
  • a preferable upper limit of the amount of martensite is 8%, 6%, 5% or 4%, and a preferable upper limit of the amount of pearlite is 3%, 2% or 1%. A more preferred upper limit is less than 1%.
  • the lower limit of these amounts does not need to be specifically defined, and is 0%. However, in the steel sheet according to the present invention, a certain amount of martensite is often present, and the lower limit of the martensite amount may be 1%, 2%, 3%, or 4% as necessary.
  • the amount of pearlite is preferably 0%, but the lower limit may be 0.5% or 1%.
  • the balance of the microstructure is bainite and / or tempered martensite.
  • the upper limit of the remaining tissue is 94%, and the lower limit is more than 36%.
  • the lower limit may be 40%, 50%, 55%, 60%, 65% or 70%, and the upper limit may be 90%, 86%, 82%, 78% or 74%.
  • the amount of tempered martensite is preferably 65% or less or 60% or less, and the amount of tempered martensite is preferably 30% or more or 40% or more.
  • a method for calculating the area percentage of the microstructure of the steel sheet according to the present invention will be described.
  • a cross section in the rolling direction of the steel sheet was cut out, corroded with a nital solution to reveal a microstructure, and the structure at the 1/4 thickness position was imaged with a scanning electron microscope (magnification: 5000 times, 5 fields of view), and the obtained micro
  • the area ratio (area%) is calculated from the tissue photograph by the point counting method.
  • the area ratio is calculated assuming that the substructure does not appear and the low luminance region is ferrite, and the substructure does not appear and the high luminance region is martensite or retained austenite.
  • the area ratio is calculated using the region where the substructure appears as tempered martensite or bainite.
  • the area ratio of retained austenite is X-ray diffraction with the 1 / 4-thickness surface of the steel sheet as the observation surface, and the area ratio is the value calculated from the peak area ratio of bcc and fcc.
  • the area ratio of martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite obtained by X-ray diffraction from the area ratio calculated as martensite or retained austenite.
  • the tissue fraction obtained by X-ray diffraction is originally a volume fraction (volume%).
  • the area ratio (area%) of the microstructure is substantially equal to the volume ratio (volume%), the ratio of residual austenite measured by X-ray diffraction as described above is used as the area ratio of residual austenite as it is.
  • Bainite and tempered martensite can be distinguished from each other by observing the position and variant of cementite contained in the structure.
  • Tempered martensite is composed of martensite lath and cementite produced inside the lath. At this time, since there are two or more kinds of crystal orientation relationships between martensite lath and cementite, cementite constituting tempered martensite has a plurality of variants.
  • Bainite is classified into upper bainite and lower bainite. Since the upper bainite is composed of lath-shaped bainitic ferrite and cementite generated at the lath interface, it can be easily distinguished from tempered martensite.
  • the lower bainite is composed of lath-shaped bainitic ferrite and cementite generated inside the lath. At this time, the crystal orientation relationship between bainitic ferrite and cementite is one type unlike tempered martensite, and cementite constituting the lower bainite has the same variant. Therefore, lower bainite and tempered martensite can be distinguished based on cementite variants.
  • workability and toughness may be deteriorated when martensite or retained austenite having an equivalent circle radius of 1 ⁇ m or more is in contact with ferrite which is a soft structure. For this reason, it is necessary to manage the total length of the interface between the ferrite and martensite or retained austenite having an equivalent circle radius of 1 ⁇ m or more.
  • the total length of the interface is obtained as follows. First, the micro structure photograph taken is classified into three areas: (1) ferrite, (2) martensite or retained austenite, and (3) other structure. This “(3) other structure” is an area where the substructure appears in the microstructure picture as described above, and corresponds to bainite and / or tempered martensite.
  • the area of martensite or retained austenite is obtained and converted to an equivalent circle radius.
  • the boundary line with the ferrite is traced, and the length is calculated. Then, the sum of the lengths is obtained and multiplied by 1000 ( ⁇ m 2 ) / measured visual field area ( ⁇ m 2 ).
  • the application for image analysis used at this time is not particularly specified as long as it can perform the above-described operation.
  • image-pro plus ver.6.1 Media Cybernetics
  • the total length of the interface between the ferrite and martensite or retained austenite having an equivalent circle radius of 1 ⁇ m or more is set to 100 ⁇ m or less per 1000 ⁇ m 2 .
  • the total length of the interface is preferably 80 ⁇ m or less, 70 ⁇ m or less, or 60 ⁇ m or less. More preferably, it is 50 ⁇ m or less or 40 ⁇ m or less.
  • Tensile strength 980 MPa or more Total elongation: 10% or more Hole expansion ratio: 30% or more 5% pre-strained vTrs: ⁇ 10 ° C. or less
  • the tensile strength of the steel plate according to the present invention is 980 MPa or more is preferable.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly required, but may be 1250 MPa, 1200 MPa, or 1150 MPa.
  • the steel sheet for automobiles preferably has a total elongation of 10% or more and a hole expansion ratio of 30% or more in order to ensure workability that can be formed into various shapes by press working or the like.
  • vTrs after 5% pre-strain is preferably ⁇ 10 ° C. or lower. Preferably, it is ⁇ 30 ° C. or lower.
  • the thickness of the steel sheet according to the present invention is mainly 0.5 to 3.2 mm, although there are cases where the thickness is less than 0.5 mm or more than 3.2 mm.
  • the plated steel sheet according to the present invention is a cold rolled steel sheet having a hot dip galvanized layer on the surface of the steel sheet according to the present invention or a cold rolled steel sheet having an alloyed hot dip galvanized layer.
  • the presence of the hot dip galvanized layer on the steel plate surface further improves the corrosion resistance.
  • the presence of an alloyed hot-dip galvanized layer in which Fe is incorporated into the hot-dip galvanized layer by alloying treatment on the steel sheet surface ensures excellent weldability and paintability.
  • upper plating may be performed on the hot dip galvanized layer or the alloyed hot dip galvanized layer for the purpose of improving the paintability and weldability.
  • various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity improvement treatment, weldability improvement treatment, etc. are performed on the hot dip galvanized layer or the alloyed hot dip galvanized layer. You may give it.
  • the following steps (A) to (C) for treating the slab having the chemical composition of the steel sheet according to the present invention are important.
  • the inventors have confirmed that the microstructure and the like of the present invention can be obtained when the following conditions are satisfied by previous studies.
  • the left side of equation (1) is an equation representing the degree of Mn concentration heterogeneity that occurs during slab heating.
  • the molecule on the left side of Formula (1) is a term that represents the amount of Mn that is distributed from ⁇ to ⁇ while staying in the ⁇ + ⁇ two-phase region during slab heating. The larger this value, the less the Mn concentration distribution in the slab. Homogenize.
  • the denominator on the left side of Equation (1) is a term corresponding to the distance of Mn atoms that diffuse in ⁇ while staying in the ⁇ single phase region during slab heating, and the larger this value, the higher the Mn concentration in the slab. The distribution is homogenized.
  • Equation (1) As the value on the left side of Equation (1) is larger, a Mn concentration region having a high Mn concentration locally is formed in the steel. Further, a Mn diluted region is formed around the Mn concentrated region. These are inherited up to the final annealing process through hot rolling and cold rolling. Since the Mn-diluted region has low hardenability, it is preferentially transformed into ferrite in the final annealing step. On the other hand, since the Mn-concentrated region adjacent to the Mn-diluted region has high hardenability, ferrite transformation and bainite transformation are unlikely to occur in the final annealing step, and are easily transformed into martensite. Accordingly, when the Mn concentration is made heterogeneous, ferrite and martensite are easily formed adjacent to each other, so that ⁇ MA, which is the total length of the interface where ferrite and martensite or retained austenite are in contact, increases.
  • ⁇ MA which is the total length of the interface where ferrite and martensite or retained austenite
  • FIG. 2 is a diagram illustrating a result of investigating the relationship between the left side value of Equation (1) and ⁇ MA.
  • ⁇ MA increases as the value on the left side of Equation (1) increases.
  • ⁇ MA increases rapidly.
  • Ac 1 and Ac 3 are calculated based on the following empirical formula.
  • the element symbol means the element amount (% by mass).
  • FIG. 3 shows an example of a slab heating pattern.
  • (a) shows the slab heating pattern of No. 1 (invention example, left side value of formula (1) is 0.52 ⁇ 1.0) in Table 2 (following),
  • (b) show the slab heating pattern of No. 2 (comparative example, the left-side value of Formula (1) is 1.25> 1.0) in Table 2 (described later). It can be seen that the slab heating pattern (a) and the slab heating pattern (b) are significantly different.
  • the slab heating temperature is preferably 1200 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
  • Total rolling reduction at 1050 ° C. or more and 1150 ° C. or less 60% or more Rough rolling is performed at 1050 ° C. or more and 1150 ° C. or less and total rolling reduction: 60% or more. If the total rolling reduction at 1050 ° C. or more and 1150 ° C. or less is less than 60%, recrystallization during rolling becomes insufficient and the hot-rolled sheet structure may become inhomogeneous. 60% or more.
  • the finishing final pass reduction exceeds 25%, or the finishing final pass temperature is less than 880 ° C.
  • the texture of the hot-rolled steel sheet develops and the anisotropy in the final product sheet becomes obvious.
  • the total rolling reduction from 1050 ° C. or lower to before the final finishing pass is 95% or lower
  • the final rolling pass reduction is 25% or lower
  • the final finishing pass temperature is 880 ° C. or higher.
  • (B) Rolling ratio cold rolling process of 30% or more and 80% or less In the final annealing process, it is necessary to refine the austenite grain size, so the rolling ratio is 30% or more. On the other hand, if the rolling reduction exceeds 80%, the rolling load becomes excessive and the load on the rolling mill increases, so the rolling reduction is set to 80% or less.
  • the heating time is less than 30 seconds, austenitization does not proceed sufficiently, so the heating time is 30 seconds or more. On the other hand, if the heating time exceeds 500 seconds, the productivity decreases, so the heating time is set to 450 seconds or less.
  • primary cooling is performed after the heating, followed by secondary cooling (described later).
  • the cooling rate in primary cooling exceeds 5.0 ° C./second, or when the primary cooling end temperature exceeds 720 ° C., the required ferrite fraction cannot be obtained, so the cooling rate is 5.0 ° C. /
  • the primary cooling end temperature is 720 ° C. or less.
  • the primary cooling end temperature is set to 620 ° C. or higher.
  • (C3) Secondary cooling Cooling rate 20 ° C / second or more Secondary cooling end temperature: 280-350 ° C
  • the secondary cooling conditions after the primary cooling are as described above.
  • the secondary cooling rate is less than 20 ° C./second, the required ferrite fraction and pearlite fraction cannot be obtained.
  • the secondary cooling end temperature is lower than 280 ° C., the untransformed austenite fraction is remarkably reduced, so that the retained austenite fraction is lower than the required value. If the secondary cooling end temperature exceeds 350 ° C, the bainite transformation does not proceed sufficiently in the subsequent tertiary cooling step, so the secondary cooling end temperature is set to 350 ° C or lower.
  • the secondary cooling start temperature is the same as the primary cooling end temperature.
  • Low temperature heating Heating temperature: 390-430 ° C (Low temperature) Heating time (holding time): 10 seconds or less Low temperature heating is performed immediately after secondary cooling. If the heating temperature is less than 390 ° C. or the heating temperature exceeds 430 ° C., the bainite transformation does not proceed sufficiently during the subsequent tertiary cooling, and the stability of the austenite decreases.
  • the heating rate is not particularly limited, but it is preferable to heat at 1 ° C./second or more from the viewpoint of production efficiency.
  • the low temperature heating time is 10 seconds or less.
  • tertiary cooling is performed immediately after low-temperature heating. Usually, the austempering treatment is maintained at a constant temperature, but the stability of austenite can be further enhanced by slow cooling rather than isothermal holding.
  • the tertiary cooling end temperature is 280 to 330 ° C.
  • the tertiary cooling start temperature is the same as the heating temperature at the low temperature heating temperature.
  • the C concentration in the untransformed austenite is the T 0 composition (austenite phase (FCC structure) at the isothermal holding temperature. ) And the ferrite phase (BCC structure) are equal, and the bainite transformation stops when it reaches the C concentration in the austenite when the driving force of the bainite transformation becomes zero.
  • the T 0 composition increases every moment as the temperature is lowered by slow cooling, so the C concentration of untransformed austenite is higher than in the case of isothermal holding. As a result, it is considered that the stability of untransformed austenite is further increased.
  • FIG. 4 shows the relationship between the tertiary cooling rate and the C concentration (C ⁇ ) in the residual ⁇ . As shown in FIG. 4, it can be seen that C ⁇ is maximized when the tertiary cooling rate is in the range of 0.15 to 1.5 ° C./s.
  • temper rolling may be performed for flattening the steel sheet and adjusting the surface roughness.
  • the elongation is preferably 2% or less in order to avoid deterioration of ductility.
  • the plated steel sheet according to the present invention includes the following steps (D) or (E) after the steps (A) to (C).
  • the steel plate according to the present invention is immersed in a hot dip galvanizing bath to form a hot dip galvanized layer on the surface of the steel plate.
  • the formation of the hot dip galvanized layer may be performed continuously after the above-described continuous annealing.
  • the hot dip galvanizing bath is a plating bath mainly composed of zinc, but may be a plating bath mainly composed of a zinc alloy.
  • the temperature of the plating bath is preferably 450 to 470 ° C.
  • (E) Alloying process An alloying process is performed on the hot-dip galvanized layer formed on the steel sheet surface to form an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the alloying treatment conditions are not particularly limited, but it is preferable to heat to 480 to 600 ° C. and hold at this temperature for 2 to 100 seconds.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one condition example. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example 2 A slab having the chemical composition shown in Table 1 was cast, and hot rolled under the conditions shown in Table 2 and Table 3 to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled at the rolling reductions shown in Tables 2 and 3 to obtain cold-rolled steel sheets.
  • This cold-rolled steel sheet was heat-treated under the conditions shown in Table 2 and Table 3.
  • T1 Heating temperature t1: Heating time CR1: Primary cooling rate
  • T2 Primary cooling end temperature (secondary cooling start temperature)
  • CR2 Secondary cooling rate
  • T3 Secondary cooling end temperature
  • HR Temperature rising rate
  • T4 Low temperature heating temperature t2: Low temperature heating time
  • CR3 Tertiary cooling rate
  • T5 Tertiary cooling end temperature
  • CR Cold rolled steel sheet
  • GI Galvanized steel sheet
  • GA Alloyed galvanized steel sheet
  • a JIS Z2241 No. 5 tensile test piece was taken from the direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was conducted to determine the tensile strength (TS), yield strength (YS), and total elongation (EL). It was measured. Further, a hole expansion test was performed according to JIS Z2256, and the hole expansion ratio ( ⁇ ) was measured.
  • a Charpy test piece is prepared and the brittle-ductile transition temperature (vTrs) is obtained.
  • vTrs brittle-ductile transition temperature
  • a Charpy test piece was obtained by stacking a plurality of steel plates and fastening them with bolts, and after confirming that there was no gap between the steel plates, a test piece with a V notch having a depth of 2 mm was produced. The number of steel plates to be overlapped was set so that the thickness of the test piece after lamination was closest to 10 mm.
  • the plate thickness is 1.2 mm
  • 8 sheets are stacked
  • the test piece thickness is 9.6 mm.
  • Laminated Charpy specimens were collected with the plate width direction as the longitudinal direction. In addition, it is easier to conduct the Charpy impact test with one test piece without laminating the test piece, but since the laminated condition becomes more severe test conditions, the test piece was laminated.
  • the test temperature was ⁇ 120 ° C. to + 20 ° C., measured at 20 ° C. intervals, and the temperature at which the brittle fracture surface ratio was 50% was defined as the transition temperature (vTrs).
  • vTrs transition temperature
  • Conditions other than the above were in accordance with JIS Z 2242.
  • the low temperature toughness (vTrs) before prestraining was also evaluated.
  • V ⁇ ferrite area ratio
  • VP Perlite area ratio
  • VM Martensite area ratio
  • V ⁇ area ratio of retained austenite remainder: area ratio of bainite and / or tempered martensite
  • ⁇ MA total length of interface between ferrite and martensite or retained austenite with equivalent circle radius of 1 ⁇ m or more ( ⁇ m / 1000 ⁇ m 2 )
  • YS Yield strength
  • TS Tensile strength
  • El Total elongation
  • ⁇ Hole expansion rate
  • vTrs Transition temperature
  • the tissue fraction is within the scope of the present invention, so that the tensile strength of 980 MPa or more, the elongation of 10% or more, the hole expansion ratio of 30% or more, 5%
  • the vTrs after pre-strain is ⁇ 10 ° C. or lower.
  • any of tensile strength, elongation, hole expansion ratio, and 5% pre-strained vTrs has reached a required value. Absent.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength cold-rolled steel sheet and a high-strength hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet that are excellent in workability and low-temperature toughness, especially excellent in low-temperature toughness after introduction of plastic strain. . Therefore, the present invention has high applicability in the steel plate manufacturing industry and the steel plate using industry.

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Abstract

引張強さが９８０ＭＰａ以上である冷間圧延鋼板であって、所定の化学組成を有し、ミクロ組織が、面積％で、フェライト：１～２９％、残留オーステナイト：５～２０％、マルテンサイト：１０％未満、パーライト：５％未満、残部：ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトであり、フェライトと、円相当半径１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和が、１０００μｍ2当たり１００μｍ以下である、冷間圧延鋼板。この冷間圧延鋼板は、加工性と低温靭性に優れ、とりわけ塑性ひずみ導入後の低温靭性に優れている。

Description

冷間圧延鋼板および溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板
　本発明は、冷間圧延鋼板および溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板に関する。
　近年、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から、自動車の燃費向上が求められている。車体の軽量化と衝突安全性確保のために、高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。最近では、引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板のニーズが高まりつつある。車体の中でも防錆性が要求される部位には、表面に溶融亜鉛めっきを施した超高強度溶融亜鉛めっき鋼板が求められる。
　自動車用部品に供する鋼板には、強度だけでなく、プレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が要求される。具体的には、プレス成形性の観点から、鋼板には、優れた伸び（引張試験における全伸び：Ｅｌ）と伸びフランジ性（穴広げ率：λ）が要求されることが多い。
　一般に、鋼板の高強度化に伴って、全伸び：Ｅｌと穴広げ率：λを、ともに、高いレベルで確保することは困難となるが、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用し、高強度化と加工性を両立させたＴＲＩＰ鋼板（Transformation Induced Plasticity）が知られている。
　一方、寒冷地で使用する自動車に高強度鋼板を適用することを考えた場合、高強度鋼板が、低温環境下で脆性破壊しないことが求められる。とりわけ、自動車用部品への適用を考えた場合、プレス加工により塑性ひずみが導入された後の低温靭性が求められる。しかし、ＴＲＩＰ鋼板は、低温靭性に劣ることが一般に知られている。
　特許文献１～３には、組織構成分率を所定の範囲に制御して、伸びと穴広げ率を改善した高強度ＴＲＩＰ鋼板に関する技術が開示されている。
　特許文献４および特許文献５には、ミクロ組織の構成分率を所定の範囲に制御したうえで、ＥＢＳＤ法により求める結晶粒のＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｔｙ）値の分布を所定の範囲に制御して、低温靭性を改善した高強度ＴＲＩＰ鋼板に関する技術が開示されている。
　特許文献６には、ミクロ組織をＭＡと残留オーステナイトを含む焼戻しマルテンサイト主体の組織とし、ＭＡおよび残留オーステナイトは、焼戻しマルテンサイトに接する、あるいは焼戻しマルテンサイトの粒内に存在する割合を増大させることにより、穴広げ性を改善した高強度ＴＲＩＰ鋼に関する技術が開示されている。
　特許文献７には、ＤＰ（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ）鋼板の靭性を向上させる技術が開示されている。特許文献８および特許文献９には、ミクロ組織の構成分率を所定の範囲に制御したうえで、残留オーステナイトの積層欠陥密度を所定の範囲に制御して、低温靭性を改善した高強度鋼板に関する技術が開示されている。
国際公開第２０１３／１５１２３８号 特開２００６－１０４５３２号公報 特開２００７－２６２４９４号公報 特開２０１５－０８６４６８号公報 特開２０１５－２００００６号公報 特開２０１４－３４７１６号公報 特開２０１１－１３２６０２号公報 特開２０１５－０２５２０８号公報 特開２０１４－１３３９４４号公報
　特許文献１～３の技術では、低温靭性は考慮されていない。特許文献４の技術では、フェライトの組織分率が５０％以上であるので、９８０ＭＰａ級以上の強度を確保することは困難である。特許文献５の技術では、自動車用鋼板として必要な加工後の低温靭性については考慮されていない。特許文献６の技術では、低温靭性について考慮されていない。特許文献７の鋼板は、残留オーステナイトを殆ど含まないので、延性が不十分である。特許文献８および特許文献９の技術では、高強度鋼板の加工性として重要な穴広げ性は考慮されていない。
　本発明は、従来技術の現状に鑑み、高強度冷間圧延鋼板と高強度溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板において、加工性と低温靭性、とりわけ、塑性ひずみ導入後の低温靭性を高めることを課題とし、この課題を解決する高強度冷間圧延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板（以下、「冷間圧延鋼板」を「冷延鋼板」ともいう。）を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法を検討するに際し、高強度に加え、加工性と低温靱性を確保し得るミクロ組織について鋭意検討した。
　その結果、目標とする強度、伸び、穴広げ率、および、低温靭性を確保するためには、ミクロ組織が、以下の（ｉ）～（ｖ）を、同時に満足する必要があることを見出した。
　（ｉ）フェライト：１～２９面積％
　（ii）残留オーステナイト：５～２０面積％
　（iii）マルテンサイト：１０面積％未満
　（iv）パーライト：５面積％未満
　（ｖ）ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイト：残部
　さらに、ミクロ組織の中で最も軟質な組織のフェライトと、最も硬質な組織のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとの界面が破壊の起点となることを突き止め、両組織が接する界面の長さを、所定の値以下、具体的には、以下の（vi）を満足すると、加工後の低温靭性をより一層向上させることができることを見出した。
　（vi）フェライトと、円相当半径１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和が、１０００μｍ2当たり１００μｍ以下
　図１には、種々のσＭＡを有する鋼板について、５％の予歪みを付与した後、シャルピー衝撃試験を行い、ｖＴｒｓを測定した結果を示す。なお、本明細書において、フェライトと、円相当半径１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和を、σＭＡと呼称する。
　図１に示すように、σＭＡが小さいほど５％予歪み後のｖＴｒｓは低下する傾向にあり、特に１００μｍ以下の場合にｖＴｒｓは大きく減少している。ここで、σＭＡが加工後の低温靭性に対して影響を及ぼすメカニズムについては以下のように考えられる。鋼板に加工を施した場合、ミクロ組織の中で最も軟質な組織であるフェライトと、最も硬質な組織であるマルテンサイトまたは残留オーステナイトとの界面にひずみが集中し、微小な界面剥離または亀裂が生じる。この界面剥離または亀裂は、脆性破壊の起点となる。よって、この界面が少ないほど、すなわち、σＭＡが小さいほど、加工後の低温靭性が優れるものと考えられる。
　本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　（１）引張強さが９８０ＭＰａ以上である冷間圧延鋼板であって、
　化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．３０％、
Ｓｉ：０．５０～２．５０％、
Ｍｎ：１．５０～３．５０％、
Ａｌ：０．００１～１．００％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．００５％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．２００％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｂｉ：０～０．０１０％、
ＲＥＭ：０～０．１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　ミクロ組織が、面積％で、
フェライト：１～２９％、
残留オーステナイト：５～２０％、
マルテンサイト：１０％未満、
パーライト：５％未満、
残部：ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトであり、
　フェライトと、円相当半径１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和が、１０００μｍ2当たり１００μｍ以下である、
冷間圧延鋼板。
　（２）前記鋼板の板厚が０．５～３．２ｍｍである、上記（１）の冷間圧延鋼板または溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板。
　（３）上記（１）または（２）の冷間圧延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える、溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板。
　（４）上記（１）または（２）の冷間圧延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える、溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板。
　本発明によれば、加工性と低温靭性に優れ、とりわけ塑性ひずみ導入後の低温靭性に優れた高強度冷延鋼板と高強度溶融亜鉛めっき冷延鋼板を提供することができる。
５％の予歪みを付与した後のｖＴｒｓと、σＭＡとの関係を示す図である。 式（１）の左辺値とσＭＡの関係を調査した結果を示す図である。 スラブ加熱パターンの例を示す図である。 三次冷却速度と残留γ中のC濃度（Cγ）との関係を示す図である。
　以下、本発明に係る鋼板および本発明に係るめっき鋼板、ならびに、それらの製造方法について、順次、説明する。
　まず、本発明に係る鋼板の化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成に係る「％」は「質量％」を意味する。
　化学組成
　Ｃ：０．１０～０．３０％
　Ｃは、鋼板強度の確保に必須の元素である。十分な高強度を得るために、Ｃの含有量は０．１０％以上とする。好ましくは０．１３％以上、０．１５％以上、０．１７％以上又は０．１８％以上である。一方、過剰な含有は、加工性や溶接性を低下させるので、Ｃの含有量は０．３０％以下とする。プレス成形性や溶接性の低下を抑制するためには、０．２７％以下、０．２５％以下、０．２３％又は０．２１％以下が好ましい。
　Ｓｉ：０．５０～２．５０％
　Ｓｉは、鉄炭化物の生成を抑制し、強度と成形性の向上に寄与する元素である。その効果を得るため、Ｓｉの含有量は０．５０％以上とする。鉄系炭化物の析出抑制のためには、０．６５％以上、０．８０％以上、０．９０％以上、１．００％以上、１．１０％以上又は１．２０％以上が好ましい。一方、過剰な含有は、鋳造したスラブが割れ、鋼板の脆化を生じさせるので、Ｓｉの含有量は２．５０％以下とする。また、Ｓｉは、焼鈍工程において、鋼板表面に酸化物を形成し、化成処理性やめっき密着性を阻害することがあるので、Ｓｉの含有量は２．２５％以下、２．００％以下、１．８５％以下、１．７０％以下又は１．６０％以下が好ましい。１．５０％以下がより好ましい。
　Ｍｎ：１．５０～３．５０％
　Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎの含有量が１．５０％未満では、鋼板の焼入れ性が不足し、焼鈍後の冷却中にフェライトが多量に析出し、所要の強度を確保することが困難となる。よって、Ｍｎの含有量は１．５０％以上とする。好ましくは１．８０％以上、２．００％以上、２．２０％以上又は２．３０％以上である。一方、過剰な含有は、Ｍｎ偏析を顕在化し、加工性や靭性を低下させるので、Ｍｎの含有量は３．５０％以下とする。溶接性を確保する観点から、Ｍｎの含有量は３．００％以下が好ましい。２．８０％以下、２．７０％以下、２．６０％以下又は２．５０％以下がより好ましい。
　Ａｌ：０．００１～１．００％
　Ａｌは、脱酸元素である。その効果を得るため、Ａｌの含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０１５％以上である。一方、過剰に含有させても、添加効果が飽和して経済性が低下する他、鋼の変態温度が上昇し、熱間圧延時の負荷が増大するので、Ａｌの含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下、０．０６０％以下又は０．０４０％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、固溶強化で、強度の向上に寄与する元素である。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、溶接性および靱性が低下するので、Ｐの含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下又は０．０１５％以下である。Ｐの含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。しかしながら、Ｐの含有量を０．００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、０．００１％を下限としてもよい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、不純物元素であり、ＭｎＳを形成して加工性や溶接性を阻害する元素である。のこのため、Ｓの含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下又は０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。Ｓの含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。Ｓの含有量を０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、０．０００５％を下限としてもよい。
Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは、不純物元素であり、粗大な窒化物を形成して加工性や靭性を阻害する元素である。このため、Ｎの含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００７％以下、０．００５％以下又は０．００４％以下である。Ｎの含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。Ｎの含有量を０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、０．０００５％を下限としてもよい。
　Ｏ：０．０１％以下
　Ｏは、不純物元素であり、粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げ性を阻害する元素である。このため、Ｏの含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下又は０．００３％以下である。Ｏの含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。Ｏの含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、０．０００１％を下限としてもよい。
　本発明に係る鋼板には、必要に応じて、下記の各元素を含んでもよい。
Ｃｒ：０～１．００％
Ｍｏ：０～１．００％
Ｓｎ：０～１．００％
Ｃｕ：０～１．００％
Ｎｉ：０～１．００％
Ｂ：０～０．００５％
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、いずれも、鋼板強度の向上に寄与する元素であるので、これらの元素の一種以上を含有させてもよい。ただし、これらの元素を過剰に含有させても、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、ＣｕおよびＮｉの含有量の上限は、いずれも１．００％とし、Ｂの含有量の上限は０．００５０％とする。より好ましい上限は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｓｎ、ＣｕおよびＮｉは、いずれも０．６０％、０．４０％、０．２０％、０．１０％又は０．０５０％であり、Ｂは、０．００２０％又は０．００３０％である。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、ＣｕおよびＮｉの含有量の下限を、０．００１％、Ｂの含有量の下限を０．０００１％としてもよい。より好ましい下限は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、ＣｕおよびＮｉはいずれも０．０１０％又は０．０２０％であり、Ｂは０．０００５％又は０．００１０％である。上記の効果を得ることは必須でない。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、ＣｕおよびＮｉの含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
Ｔｉ：０～０．３０％
Ｖ：０～０．５０％
Ｎｂ：０～０．１０％
Ｗ：０～０．５０％
　Ｔｉ、Ｖ、ＮｂおよびＷは、炭化物を形成し、鋼板強度の向上に寄与する元素であるので、これらの元素の一種以上を含有させてもよい。ただし、これらの元素を過剰に含有させても、添加効果が飽和し、経済性が低下するので、Ｔｉの含有量の上限は０．３０％、Ｖの含有量の上限は０．５０％、Ｎｂの含有量の上限は０．１０％、Ｗの含有量の上限は０．５０％とする。Ｔｉのより好ましい上限は、０．１５％又は０．０５％である。Ｖのより好ましい上限は、０．３０％又は０．０８％である。Ｎｂのより好ましい上限は、０．０５％又は０．０２％である。Ｗのより好ましい上限は、０．２５％又は０．０５％である。上記の効果を十分に得るためには、Ｔｉ、Ｖ、ＮｂおよびＷの含有量の下限は、いずれも、０．００１％又は０．００５％とするのが好ましい。より好ましい下限は、いずれの元素も０．０１０％である。上記の効果を得ることは必須でない。このため、Ｔｉ、Ｖ、ＮｂおよびＷの含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．２００％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｂｉ：０～０．０１０％、
ＲＥＭ：０～０．１００％、
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｂ、ＺｒおよびＲＥＭは、介在物を微細分散化し、加工性の向上に寄与する元素であり、Ｂｉは、Ｍｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減し、加工性の向上に寄与する元素である。よって、これらの元素の一種以上を含有させてもよい。ただし、これらの元素の含有量が過剰な場合には、延性が低下するので、ＣａおよびＭｇの含有量の上限は０．０１０％、Ｓｂの含有量の上限は０．２００％、ＺｒおよびＢｉの含有量の上限は０．０１０％、ＲＥＭの含有量の上限は０．１００％とする。より好ましい上限は、ＣａおよびＭｇは０．００５％又は０．００３％、Ｓｂは０．１５０％又は０．０５％、ＺｒおよびＢｉは０．００５％又は０．００２％、ＲＥＭは０．０５０％又は０．００４％である。上記の効果を十分に得るためには、ＣａおよびＭｇの含有量の下限は０．０００１％、ＳｂおよびＺｒの含有量の下限は０．００１％又は０．００５％、ＢｉおよびＲＥＭの含有量の下限は０．０００１％又は０．００５％とするのが好ましい。より好ましい下限は、ＣａおよびＭｇは０．００１０％、ＳｂおよびＺｒは０．００８％、ＢｉおよびＲＥＭは０．０００８％である。上記の効果を得ることは必須でない。このため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｂ、ＺｒおよびＲＥＭの含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
　本発明に係る鋼板の化学組成は、上記の元素のほか、残部がＦｅおよび不純物であるが、鋼原料からおよび／または製鋼過程で不可避的に混入する元素を、本発明に係る鋼板の特性を損なわない範囲で含んでもよい。
　次に、本発明に係る鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。以下、ミクロ組織に係る「％」は「面積％」を意味する。
　ミクロ組織
　フェライト：１～２９％
　残留オーステナイト：５～２０％
　マルテンサイト：１０％未満
　パーライト：５％未満
　残部：ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイト
　本発明に係る鋼板においては、上記ミクロ組織を形成して、所要の機械特性を確保する。
　フェライトは、十分な伸びを確保するのに有効な組織であるので、フェライト量は１％以上とする。好ましい下限は３％、５％、７％又は９％である。より好ましい下限は、１０％、１１％、１２％又は１３％である。一方、フェライト量が過剰な場合には十分な強度の確保が困難となるので、フェライト量は２９％以下とする。好ましい上限は２７％、２５％、２２％又は２０％である。より好ましい上限は、１９％又は１８％である。
　残留オーステナイトも、十分な伸びを確保するのに有効な組織であるので、残留オーステナイト量は５％以上とする。好ましい下限は、７％、８％又は９％である。より好ましい下限は、１０％又は１１％である。一方、残留オーステナイト量が過剰な場合には十分な強度の確保が困難となるので、残留オーステナイト量は２０％以下とする。好ましい上限は１７％、１６％、１５％又は１４％である。
　マルテンサイトおよびパーライトは、それぞれの量が過剰な場合には、十分な穴広げ性および低温靭性を確保できないので、マルテンサイト量は１０％未満とし、パーライト量は５％未満とする。マルテンサイト量の好ましい上限は、８％、６％、５％又は４％であり、パーライト量の好ましい上限は、３％、２％又は１％である。より好ましい上限は１％未満である。これらの量の下限は、特に定める必要がなく、０％である。ただし、　本発明に係る鋼板においては、ある程度のマルテンサイトが存在する場合が多く、必要に応じて、マルテンサイト量の下限を１％、２％、３％又は４％としてもよい。パーライト量は０％が好ましいが、その下限を０．５％又は１％としてもよい。
　ミクロ組織の残部は、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトである。残部組織の上限は９４％、下限は３６％超となる。その下限を、４０％、５０％、５５％、６０％、６５％又は７０％としてもよく、上限を９０％、８６％、８２％、７８％又は７４％としてもよい。特に、焼戻しマルテンサイト量は、６５％以下又は６０％以下であることが好ましく、焼戻しマルテンサイト量は、３０％以上又は４０％以上であることが好ましい。
　ここで、本発明に係る鋼板のミクロ組織の面積％の算出方法について説明する。鋼板の圧延方向断面を切出し、ナイタール液で腐食してミクロ組織を現出し、１／４厚さ位置の組織を走査型電子顕微鏡（倍率：５０００倍、５視野）で撮像し、得られたミクロ組織写真から、ポイントカウンティング法によって面積率（面積％）を算出する。
　下部組織が現出せず、かつ、輝度の低い領域をフェライトとして、また、下部組織が現出せず、かつ、輝度の高い領域をマルテンサイトまたは残留オーステナイトとして面積率を算出する。下部組織が現出した領域を、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトとして面積率を算出する。
　残留オーステナイトの面積率は、鋼板の１／４厚さの面を観察面としてＸ線回折を行い、ｂｃｃとｆｃｃのピーク面積比から算出した値を面積率とする。マルテンサイトの面積率は、マルテンサイトまたは残留オーステナイトとして算出した面積率から、Ｘ線回折で得た残留オーステナイトの面積率を差し引いて求める。
　Ｘ線回折により得られる組織分率は、本来、体積率（体積％）である。しかしながら、ミクロ組織の面積率（面積％）は、ほぼ体積率（体積％）と等しいので、上記のようにＸ線回折により測定された残留オーステナイトの割合を、そのまま残留オーステナイトの面積率としている。
　ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは、組織の内部に含まれるセメンタイトの位置とバリアントを観察することにより区別することができる。焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトラスと、ラス内部に生成したセメンタイトとから構成される。このとき、マルテンサイトラス及びセメンタイトの結晶方位関係は２種類以上存在するので、焼戻しマルテンサイトを構成するセメンタイトは複数のバリアントを持つ。
　ベイナイトは、上部ベイナイトと下部ベイナイトに分類される。上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ラス界面に生成したセメンタイトから構成されるため、焼戻しマルテンサイトとは容易に区別できる。下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ラス内部に生成したセメンタイトから構成される。このとき、ベイニティックフェライト及びセメンタイトの結晶方位関係は、焼戻しマルテンサイトとは異なり１種類であり、下部ベイナイトを構成するセメンタイトは同一のバリアントを持つ。従って、下部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは、セメンタイトのバリアントに基づいて区別できる。
　フェライトと、円相当半径１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和：１０００μｍ2当たり１００μｍ以下
　マルテンサイトまたは残留オーステナイトは、その円相当半径が大きいと、加工性および靭性を阻害する。特に、円相当半径が１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトが軟質組織であるフェライトと接している場合に、加工性および靭性を劣化させる場合がある。このため、フェライトと、円相当半径１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和を管理する必要がある。
　界面の長さの総和は、以下のようにして求める。
　まず、撮影されたミクロ組織写真について、(1)フェライト、(2)マルテンサイトまたは残留オーステナイト、および、(3)その他の組織の３つの領域に区別する。この「(3)その他の組織」は、前記のように、ミクロ組織写真において下部組織が現出した領域であり、ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトに該当する。
　次に、市販の画像解析用アプリケーションを用いて、マルテンサイトまたは残留オーステナイトの面積をそれぞれ求め、円相当半径に換算する。円相当半径１μｍ以上の全てのマルテンサイトまたは残留オーステナイトについて、フェライトとの境界線をトレースし、長さを算出する。そして、その長さの総和を求め、１０００（μｍ2）／測定視野面積（μｍ2）を乗算する。
　この際に用いる画像解析用アプリケーションは、上記の操作ができるものであればよく、特に指定しないが、例えば、image-pro plus ver.6.1（Media　Cybernetics社）がある。
　所要の加工性と靭性を確保するため、フェライトと、円相当半径１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和を、１０００μｍ2当たり１００μｍ以下とする。靭性をより改善する点で、上記界面の長さの総和は８０μｍ以下、７０μｍ以下又は６０μｍ以下が好ましい。より好ましくは５０μｍ以下又は４０μｍ以下である。
　　次に、本発明に係る鋼板の好ましい機械特性について説明する。
　　引張強度：９８０ＭＰａ以上
　　全伸び：１０％以上
　　穴広げ率：３０％以上
　　５％予歪み後のvＴrs：－１０℃以下
　自動車用鋼板としての強度を確保するため、本発明に係る鋼板の引張強度は９８０ＭＰａ以上が好ましい。引張強さの上限を特に定める必要はないが、１２５０ＭＰａ、１２００ＭＰａ又は１１５０ＭＰａとしてもよい。自動車用鋼板として、プレス加工等で様々な形状に成形し得る加工性を確保するため、全伸びは１０％以上、穴広げ率は３０％以上が好ましい。また、寒冷地用の自動車用鋼板として低温靭性を確保するため、５％予歪み後のvＴrsは－１０℃以下が好ましい。好ましくは－３０℃以下である。
　本発明に係る鋼板の厚さは、０．５ｍｍ未満又は３．２ｍｍ超となるケースもあるが、主に０．５～３．２ｍｍである。
　本発明に係るめっき鋼板は、本発明に係る鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する冷延鋼板、または、合金化溶融亜鉛めっき層を有する冷延鋼板である。鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が存在することにより、耐食性がより向上する。鋼板表面に、合金化処理で溶融亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれた合金化溶融亜鉛めっき層が存在することで、優れた溶接性および塗装性を確保することができる。
　本発明に係るめっき鋼板においては、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層の上に、塗装性や溶接性を改善する目的で、上層めっきを施してもよい。また、本発明に係る鋼板においては、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層の上に、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。
　次に、本発明に係る鋼板に適した製造方法について説明する。
　本発明に係る鋼板の製造に際しては、本発明に係る鋼板の化学組成の鋳片を処理する下記（Ａ）～（Ｃ）の工程が重要である。発明者らは、これまでの研究により、以下の条件を満足する場合に、本発明のミクロ組織等を得ることができることを確認している。
　（Ａ）（A1）～（A4）の条件による熱間圧延工程
　熱間圧延工程は、次の条件に従って行う。
　（A1）式（１）を満足するスラブ加熱
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　式（１）の左辺は、スラブ加熱時に起こるＭｎ濃度の不均質化の程度を表す式である。式（１）左辺の分子は、スラブ加熱時のα＋γ二相域に滞在中、αからγへ分配されるＭｎ量を表す項であり、この値が大きくなるほど、スラブ中のＭｎ濃度分布が不均質化する。一方、式（１）左辺の分母は、スラブ加熱時のγ単相域に滞在中、γ中で拡散するＭｎ原子の距離に対応する項であり、この値が大きくなるほど、スラブ中のＭｎ濃度分布が均質化する。すなわち、α＋γ二相域（Ａｃ１以上、Ａｃ３以下）におけるスラブの滞在時間が長いほど、αからγへ分配されるＭｎ量は大きくなる。一方、γ単相温度域（Ａｃ３以上）でのスラブ滞在時間が長いほど、Ｍｎ濃度分布は均質化する。
　式（１）の左辺値が大きいほど、鋼中に局所的にＭｎ濃度が高いＭｎ濃化領域が形成される。また、Ｍｎ濃化領域の周囲にはＭｎ希薄領域が形成される。これらは熱間圧延、冷間圧延を経て、最終焼鈍工程まで継承される。Ｍｎ希薄領域は焼入れ性が低いため、最終焼鈍工程において、優先的にフェライトに変態し易い。一方、Ｍｎ希薄領域と隣接して存在するＭｎ濃化領域は、焼入れ性が高いため、最終焼鈍工程においてフェライト変態およびベイナイト変態が起こりづらく、マルテンサイトへ変態し易い。従って、Ｍｎ濃度が不均質化すると、フェライトとマルテンサイトが隣接して形成し易くなるため、フェライトとマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和であるσＭＡが増大する。
　図２は、式（１）の左辺値とσＭＡの関係を調査した結果を示す図である。式（１）の左辺値が大きいほどσＭＡは増大しており、特に式（１）の左辺値が１．０を超えたところでσＭＡは急激に増大する。以上のことから、鋼中のＭｎ濃度分布を十分に均質化するため、式（１）の左辺値が１．０以下となるように、スラブ加熱条件を選定する必要がある。なお、Ａｃ１およびＡｃ３は、下記の経験式に基づいて算出する。元素記号は、元素量（質量％）を意味する。
　Ａｃ１＝７２３－１０．７Ｍｎ－１６．９Ｎｉ＋２９．１Ｓｉ＋１６．９Ｃｒ
　Ａｃ３＝９１０－２０３・√Ｃ－１５．２Ｎｉ＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ－３０Ｍｎ－１１Ｃｒ－２０Ｃｕ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉ
　なお、上記式中の各元素記号は、それぞれの含有量（質量％）を意味する。
　ここで、図３に、スラブ加熱パターンの例を示す。図３中、（ａ）は、表２（後出）中、Ｎｏ.１（発明例、式（１）の左辺値が０．５２＜１．０）のスラブ加熱パターンを示し、（ｂ）は、表２（後出）中、Ｎｏ.２（比較例、式（１）の左辺値が１．２５＞１．０）のスラブ加熱パターンを示している。スラブ加熱パターン（ａ）とスラブ加熱パターン（ｂ）は、顕著に異なることが解る。なお、スラブ加熱温度は、１２００℃以上、１３００℃以下が好ましい。
　（A2）１０５０℃以上、１１５０℃以下での総圧下率：６０％以上
　粗圧延を、１０５０℃以上、１１５０℃以下、総圧下率：６０％以上で行う。１０５０℃以上、１１５０℃以下での総圧下率が６０％未満であると、圧延中の再結晶が不十分となり、熱延板組織が不均質化になる恐れがあるので、上記総圧下率は６０％以上とする。
　（A3）１０５０℃以下～仕上げ圧延の最終パス（仕上げ最終パス）前までの総圧下率：　７０～９５％
　仕上げ最終パスの圧下率：１０～２５％
　仕上げ最終パスの温度：８８０～９７０℃
１０５０℃以下～仕上げ最終パス前までの総圧下率が７０％未満の場合、仕上げ最終パスの圧下率が１０％未満の場合、または、仕上げ最終パスの温度が９７０℃を超える場合には、熱延板組織が粗大化し、最終製品板の組織が粗大化して加工性が劣化する。このため、１０５０℃以下～仕上げ最終パス前までの総圧下率は７０％以上とし、仕上げ最終パスの圧下率は１０％以上とし、仕上げ最終パスの温度（入側温度）は９７０℃以下とする。
　一方、１０５０℃以下～仕上げ最終パス前までの総圧下率が９５％を超える場合、仕上げ最終パスの圧下率が２５％を超える場合、または、仕上げ最終パスの温度が８８０℃未満である場合には、熱延鋼板の集合組織が発達して、最終製品板における異方性が顕在化する。このため、１０５０℃以下～仕上げ最終パス前までの総圧下率は９５％以下、仕上げ最終パスの圧下率は２５％以下、仕上げ最終パスの温度（入側温度）は８８０℃以上とする。
　（A4）巻取温度：４３０～６５０℃
　巻取温度が４３０℃未満であると、熱延鋼板の強度が過大となり、冷関圧延性が損なわれるので、巻取温度は４３０℃以上とする。一方、巻取温度が６５０℃を超えると、熱延鋼板中のセメンタイトにＭｎが濃化し、Ｍｎ濃度分布が不均質となり、また、酸洗性が低下するので、巻取温度は６５０℃以下とする。
　なお、熱延鋼板の酸洗は、常法に従って行えばよい。また、熱延鋼板の形状矯正および酸洗性向上のためにスキンパス圧延を行ってもよい。
　（Ｂ）圧下率：３０％以上、８０％以下の冷間圧延工程
　最終の焼鈍工程において、オーステナイト粒径を微細化する必要があるため、圧下率は３０％以上とする。一方、圧下率が８０％を超えると、圧延加重が過大となり、圧延機の負荷が増大するので、圧下率は８０％以下とする。
　（Ｃ）（C1）～（C5）の工程を経る連続焼鈍工程
　（C1）加熱温度：Ａc３－３０℃以上、９００℃以下
　加熱時間（保持時間）：３０秒以上、４５０秒以下
　加熱温度がＡc３－３０℃未満であると、十分にオーステナイト化が進行しないので、加熱温度はＡc３－３０℃以上とする。一方、加熱温度が９００℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大化し、靭性や化成処理性が低下し、また、焼鈍設備が損傷する恐れが生じるので、加熱温度は９００℃以下とする。
　加熱時間が３０秒未満であると、オーステナイト化が十分に進行しないので、加熱時間は３０秒以上とする。一方、加熱時間が５００秒を超えると、生産性が低下するので、加熱時間は４５０秒以下とする。
　（C2）一次冷却
　冷却速度：５．０℃／秒以下、一次冷却終了温度：６２０～７２０℃
　フェライト分率およびパーライト分率を所要の範囲に制御するため、上記加熱後、一次冷却、続いて、二次冷却（後述）を行う。一次冷却における冷却速度が５．０℃／秒を超える場合、または、一次冷却終了温度が７２０℃を超える場合には、所要のフェライト分率が得られないので、冷却速度は５．０℃／秒以下とし、一次冷却終了温度は７２０℃以下とする。一方、一次冷却終了温度が６２０℃未満であると、所要のフェライト分率が得られないので、一次冷却終了温度は６２０℃以上とする。
　（C3）二次冷却
　冷却速度：２０℃／秒以上
　二次冷却終了温度：２８０～３５０℃
　一次冷却後の二次冷却条件は上記の通りとする。二次冷却速度が２０℃／秒未満であると、所要のフェライト分率およびパーライト分率が得られない。二次冷却終了温度が２８０℃を下回ると、未変態のオーステナイト分率が著しく減少するため、残留オーステナイト分率が所要の値を下回る。二次冷却終了温度が３５０℃を上回ると、その後の三次冷却工程において、ベイナイト変態が十分進行しないので、二次冷却終了温度は３５０℃以下とする。なお、二次冷却開始温度は、一次冷却終了温度と同じである。
（C4）低温加熱
　（低温）加熱温度：３９０～４３０℃
　（低温）加熱時間（保持時間）：１０秒以下
　二次冷却後直ちに、低温加熱を行う。加熱温度が３９０℃未満、あるいは加熱温度が４３０℃を上回ると、その後の三次冷却時にベイナイト変態が十分に進行せず、オーステナイトの安定度が低下する。加熱速度は特に限定する必要はないが、生産効率の観点から１℃／秒以上で加熱することが好ましい。低温加熱時間は、１０秒以下とする。
（C5）三次冷却
　三次冷却終了温度：２８０～３５０℃
　冷却速度：０．１５～１．５℃／秒
　オーステナイトの安定化（オーステンパー）のため、低温加熱後直ちに三次冷却を実施する。通常、オーステンパー処理は一定の温度に保持するが、等温保持ではなく徐冷とすることより、オーステナイトの安定度をより一層高めることができる。三次冷却終了温度は、２８０～３３０℃とする。なお、三次冷却開始温度は、低温加熱温度時の加熱温度と同じである。
　等温保持よりも徐冷の方がオーステナイトの安定性が向上する詳細なメカニズムは明らかでないが、等温保持の場合、未変態オーステナイト中のＣ濃度が等温保持温度におけるＴ０組成（オーステナイト相（ＦＣＣ構造）とフェライト相（ＢＣＣ構造）の自由エネルギーが等しくなり、ベイナイト変態の駆動力が０となるときの、オーステナイト中のＣ濃度）に到達した時点でベイナイト変態は停止する。一方、徐冷の場合、Ｔ０組成は徐冷による温度低下に伴い刻一刻と大きくなるため、未変態オーステナイトのＣ濃度は等温保持の場合よりも高まる。その結果、未変態オーステナイトの安定性がより高まるものと考えられる。
　図４には、三次冷却速度と残留γ中のＣ濃度（Cγ）との関係を示している。図４に示すように、三次冷却速度が０．１５～１．５℃／ｓの範囲で、Ｃγが極大化していることが分かる。
　上記連続焼鈍後に、鋼板の平坦矯正、表面粗度の調整のために調質圧延を行ってもよい。この場合、延性の劣化を避けるため、伸び率は２％以下が好ましい。
　次に、本発明に係るめっき鋼板の製造方法について説明する。
　本発明に係るめっき鋼板は、上記の（Ａ）～（Ｃ）の工程の後に、下記（Ｄ）または（Ｅ）の工程を備えている。
　（Ｄ）上記（Ａ）～（Ｃ）の工程を経て製造した本発明に係る鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき工程
　（Ｅ）上記（Ａ）～（Ｃ）の工程を経て製造した本発明に係る鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した後、合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化工程
　以下、各工程について説明する。
　（Ｄ）めっき工程
　本発明に係る鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する。溶融亜鉛めっき層の形成は、上記の連続焼鈍後に連続して行ってもよい。溶融亜鉛めっき浴は、亜鉛を主体とするめっき浴であるが、亜鉛合金を主体とするめっき浴でもよい。めっき浴の温度は４５０～４７０℃が好ましい。
　（Ｅ）合金化工程
　鋼板表面に形成した溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する。合金化処理の条件は、特に、特定の条件に限定されないが、４８０～６００℃に加熱し、この温度で２～１００秒保持することが好ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（実施例）
　表１に示す化学組成を有するスラブを鋳造し、表２および表３に示す条件で熱間圧延を行い熱延鋼板とした。この熱延鋼板に酸洗を施し、表２および表３に示す圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板とした。この冷延鋼板に、表２および表３に示す条件で熱処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 ただし、表中の各記号の意味は、下記の通りである。
SRT：スラブ加熱温度
R1：1050～1150℃での総圧下率
R2：1050℃以下～仕上げ最終パス前までの総圧下率
R3：仕上げ最終パスでの圧下率
FT：仕上げ最終パスの入側温度
CT：巻取温度
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 ただし、表中の各記号の意味は、下記の通りである。
　T1：加熱温度
　t1：加熱時間
　CR1：一次冷却速度
　T2：一次冷却終了温度（二次冷却開始温度）
　CR2：二次冷却速度
　T3：二次冷却終了温度
　HR：昇温速度
　T4：低温加熱温度
　t2：低温加熱時間
　CR3:三次冷却速度
　T5：三次冷却終了温度
　CR：冷延鋼板、
　GI：溶融亜鉛メッキ鋼板、
　GA：合金化溶融亜鉛メッキ鋼板
　熱処理後の冷延鋼板から、圧延方向に直角の方向からＪＩＳ　Ｚ２２４１の５号引張試験片を採取し、引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。また、ＪＩＳ Ｚ２２５６に従って穴広げ試験を行い、穴広げ率（λ）を測定した。
　次に、熱処理後の冷延鋼板に伸び率５％の冷間圧延により鋼板にひずみを付与（予ひずみ加工）した後、シャルピー試験片を作製し、脆性－延性遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めることにより、加工後の低温靭性を評価した。シャルピー試験片は、鋼板を複数枚重ね合わせてボルトで締結し、鋼板間に隙間が無いことを確認した上で、深さ２ｍｍのＶノッチ付き試験片を作製した。重ね合わせる鋼板の枚数は、積層後の試験片厚さが１０ｍｍに最も近づくように設定した。例えば、板厚が１．２ｍｍの場合は８枚積層し、試験片厚さが９．６ｍｍとした。積層シャルピー試験片は、板幅方向を長手として採取した。なお、試験片を積層せず、ひとつの試験片でシャルピー衝撃試験を行った方が簡便であるが、積層した方がより厳しい試験条件となるため、試験片を積層した。
　試験温度は、－１２０℃～＋２０℃として、２０℃間隔で測定し、脆性破面率が５０％となる温度を遷移温度（vＴrs）とした。上記以外の条件は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に従った。参考までに、予ひずみの付与前の低温靱性（ｖＴｒｓ）も評価した。
　結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
 ただし、表中の各記号の意味は、下記の通りである。
Vα：フェライトの面積率
VP：パーライトの面積率
VM：マルテンサイトの面積率
Vγ：残留オーステナイトの面積率
残部：ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの面積率
σＭＡ：フェライトと、円相当半径１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和（μm/1000μm2）
YS：降伏強度
TS：引張強度
El：全伸び
λ：穴広げ率
vTrs：遷移温度
　化学組成および製造条件が本発明の範囲内の例では、組織分率が本発明の範囲内にあるので、９８０ＭＰａ以上の引張強度、１０％以上の伸び、３０％以上の穴広げ率、５％予ひずみ後のｖＴｒｓが－１０℃以下となっている。一方、化学組成および製造条件のいずれかまたは両方が本発明の範囲外の例では、引張強度、伸び、穴広げ率、５％予ひずみ後のｖＴｒｓのいずれかが、所要の値に到達していない。
　前述したように、本発明によれば、加工性と低温靭性に優れ、とりわけ塑性ひずみ導入後の低温靭性に優れた高強度冷延鋼板と高強度溶融亜鉛めっき冷延鋼板を提供することができる。よって、本発明は、鋼板製造産業および鋼板利用産業において利用可能性が高いものである。

Claims (4)

  1. 　引張強さが９８０ＭＰａ以上である冷間圧延鋼板であって、
    　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．３０％、
    Ｓｉ：０．５０～２．５０％、
    Ｍｎ：１．５０～３．５０％、
    Ａｌ：０．００１～１．００％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．０１％以下、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｓｎ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｂ：０～０．００５％、
    Ｔｉ：０～０．３０％、
    Ｖ：０～０．５０％、
    Ｎｂ：０～０．１０％、
    Ｗ：０～０．５０％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、
    Ｍｇ：０～０．０１０％、
    Ｓｂ：０～０．２００％、
    Ｚｒ：０～０．０１０％、
    Ｂｉ：０～０．０１０％、
    ＲＥＭ：０～０．１００％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　ミクロ組織が、面積％で、
    フェライト：１～２９％、
    残留オーステナイト：５～２０％、
    マルテンサイト：１０％未満、
    パーライト：５％未満、
    残部：ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトであり、
    　フェライトと、円相当半径１μｍ以上のマルテンサイトまたは残留オーステナイトとが接する界面の長さの総和が、１０００μｍ2当たり１００μｍ以下である、
    冷間圧延鋼板。
  2. 前記鋼板の板厚が０．５～３．２ｍｍである、
    請求項１に記載の冷間圧延鋼板または溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板。
  3. 　請求項１または請求項２に記載の冷間圧延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える、
    溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板。
  4. 　請求項１または請求項２に記載の冷間圧延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える、
    溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板。
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