WO2021006298A1 - 高強度鋼板 - Google Patents

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rolling
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玄紀 虻川
洋志 首藤
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel Corp
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having excellent tensile strength, total elongation and bendability, and excellent material stability.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-128590 filed in Japan on July 10, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • hot-rolled steel sheet manufactured by hot rolling is widely used as a relatively inexpensive structural material and as a material for structural members of automobiles and industrial equipment.
  • hot-rolled steel sheets used for automobile suspension parts, bumper parts, shock absorbing members, etc. are being strengthened from the viewpoints of weight reduction, durability, shock absorbing capacity, etc., and at the same time are complicated. It is also required to have excellent moldability that can withstand molding into a flexible shape.
  • low-strength steel sheets have a relatively simple structure structure in which the ferrite structure is the main component and the strength is secured with a small amount of solid-dissolved reinforcing elements as needed
  • Bainite, martensite, and other low-temperature transformation structures and deposits, such as TiC are used to ensure strength, resulting in a complex structure.
  • These phenomena such as transformation and precipitation are greatly affected by the temperature history, but in the manufacturing process of hot-rolled steel sheets, unevenness of how the cooling water is applied in the width direction and unevenness of the cooling rate depending on the position in the coil after winding, etc. , The temperature history may vary in the width direction and the longitudinal direction. In a high-strength hot-rolled steel sheet, it is important to suppress the instability of moldability (variation in mechanical properties in the width and length of the coil) caused by these temperature variations.
  • Patent Document 1 reports a technique in which a hot-rolled steel sheet is subjected to skin pass rolling and heated in a temperature range of 600 to 750 ° C. to precipitate fine carbides, thereby achieving both high strength and excellent moldability.
  • Patent Document 2 for a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, by controlling the addition amount of Ti and V within a certain range, fine carbides can be uniformly produced during hot rolling and winding. A technique for precipitating and, as a result, stabilizing the material of a hot-rolled steel sheet has been reported.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent tensile strength, total elongation and bendability, and excellent material stability.
  • the material stability means that there is little variation in tensile strength and total elongation for each part in the steel sheet.
  • the high-strength steel sheet according to one aspect of the present invention has C: 0.030 to 0.280%, Si: 0.05 to 2.50%, Mn: 1.00 in mass% as a chemical component. ⁇ 4.00%, sol. Al: 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.01000% or less, O: 0.0100% or less, Ti: 0 to 0.20 %, Nb: 0 to 0.20%, total of Ti and Nb: 0.04 to 0.40%, B: 0 to 0.010%, V: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.
  • the total area ratio of and baynite is 80% or more, and the diameter is 10 places every 50 mm along the plate width direction at the plate thickness 1/4 position of the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface.
  • the high-strength steel sheet according to (1) has a standard deviation of the surface roughness Ra of 1.0 ⁇ m or less when the surface roughness Ra is measured at 10 points every 50 mm along the plate width direction. It may be.
  • the high-strength steel sheet according to (1) or (2) has B: 0.001% to 0.010% and V: 0.005% to 1.000% in mass% as the chemical components.
  • the total elongation is 10% or more, and the value R / t calculated by dividing the limit bending by the plate thickness is 2. It may be 0 or less.
  • the present inventors have enthusiastically searched for a method for stabilizing the material of a high-strength steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet After hot rolling, the hot-rolled steel sheet is wound into a coil shape, but the cooling rate of the hot-rolled steel sheet after winding may differ depending on the position in the coil. Due to the difference in the cooling rate, the volume fraction of the transformed structure, the number density of precipitates, and the like may differ greatly depending on the position in the coil. It has been clarified by the present inventors that this may cause instability of the material.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to a relatively low temperature (500 ° C. or lower) and then wound in the cooling zone after the finish rolling of hot rolling, the structure of the hot-rolled steel sheet is totally low-temperature transformed.
  • Precipitates of substituent elements (Ti, Nb) that form a structure (bainite or martensite) and contribute to strength do not precipitate much.
  • the present inventors have clarified that variations in the volume fraction of the transformed structure and variations in the number density of precipitates are unlikely to occur, and as a result, the material can be stabilized.
  • the structure obtained by the above method is mainly a low-temperature transformation structure having a low work hardening ability. Therefore, the total elongation of the steel sheet obtained by the above method may be relatively low, less than 10% or 9% or less. In order to expand the types of parts to which steel sheets are applied, further improvement in formability has been desired.
  • the present inventors attempted to temper the hot-rolled steel sheet wound at a low temperature as described above at a temperature of 500 ° C. or higher. As a result, the dislocations introduced during the transformation were recovered, and the hot-rolled steel sheet exhibited excellent properties with a total elongation of 10% or more. However, tempering of the low temperature metamorphic structure causes a decrease in strength. Therefore, the present inventors were able to cause precipitation strengthening in the steel sheet and enhance both total elongation and strength by incorporating alloying elements such as Ti and Nb that precipitate at 550 ° C. or higher in the steel sheet.
  • the heating temperature may differ depending on the position. The temperature variation generated in this way causes variation in the precipitate density, and as a result, causes material instability.
  • the present inventors have conducted further diligent studies, and by appropriately controlling the temperature during hot rolling, the steel sheet composition, and the descaling method, the surface roughness of the hot-rolled steel sheet before tempering is suppressed.
  • the rolling direction RD means the direction in which the steel sheet is moved by the rolling roll during rolling.
  • the plate thickness direction TD is a direction perpendicular to the rolled surface 11 of the steel sheet.
  • the plate width direction WD is a direction perpendicular to the rolling direction RD and the plate thickness direction TD.
  • the rolling direction RD can be easily specified based on the stretching direction of the crystal grains of the steel sheet. Therefore, the rolling direction RD can be specified even in the steel sheet cut out from the material steel sheet after rolling.
  • the total area ratio of tempered martensite and bainite is specified.
  • the area ratio of these metal structures is measured in a cross section 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 (see FIG. 1).
  • the cross section 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 may be simply referred to as a cross section parallel to the rolling direction RD.
  • the detailed evaluation method of the metallographic structure will be described later.
  • the standard deviation of the number density of precipitates (Ti / Nb-containing precipitates) having a diameter of 10 nm or less and containing at least one of Ti and Nb is defined. ..
  • the number density of Ti / Nb-containing precipitates is measured at the plate thickness 1/4 position 121 of the cross section 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 (see FIG. 2).
  • Ten cross sections 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 are created at intervals of 50 mm along the plate width direction WD, and the standard deviation of the number densities of 10 measured on these surfaces is the present embodiment. It is regarded as the standard deviation of the number density of Ti / Nb-containing precipitates according to.
  • the plate thickness 1/4 position is a position at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate 1 from the rolled surface 11 of the steel plate 1.
  • FIGS. 1 and 2 only the position at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate 1 from the rolled surface 11 on the upper side of the steel plate 1 is shown as the plate thickness 1/4 position.
  • a position having a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate 1 from the rolled surface 11 on the lower side of the steel plate 1 can also be treated as a 1/4 position of the plate thickness.
  • FIG. 2 only a part of the 10 number density measurement planes is shown. Further, FIG.
  • the high-strength steel sheet according to this embodiment has a chemical composition of% by mass.
  • C 0.030 to 0.280%, Si: 0.05-2.50%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol. Al: 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.01000% or less, O: 0.0100% or less, Ti: 0 to 0.20%, Nb: 0 to 0.20%, Total of Ti and Nb: 0.04 to 0.40%, B: 0 to 0.010%, V: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.000%, Mo: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 1.000%, Co: 0 to 1.000%, W: 0 to 1.000%, Ni: 0 to 1.000%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, REM: 0-0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, and balance:
  • the diameter is 10 nm or less at 10 locations every 50 mm along the plate width direction, and at least one of Ti and Nb.
  • the standard deviation of the number density was less than 5 ⁇ 10 10 pieces / mm 3 .
  • the tensile strength is 780 MPa or more.
  • the composition of the high-strength steel sheet according to this embodiment will be described in detail below.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment contains a basic element as a chemical component, contains a selective element if necessary, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • C (C: 0.030% or more and 0.280% or less) C is an important element for ensuring the strength of the steel sheet. If the C content is less than 0.030%, the tensile strength of 780 MPa or more cannot be secured. Therefore, the C content is 0.030% or more, preferably 0.050% or more, 0.100% or more, or 0.120% or more.
  • the C content is preferably 0.250% or less, or 0.200% or less, and more preferably 0.150% or less, 0.140% or less, 0.130% or less, or 0.120% or less. ..
  • Si 0.05% or more and 2.50% or less
  • Si is an important element whose material strength can be increased by solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.05%, the yield strength decreases, so the Si content is set to 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.30% or more, 1.00% or more, or 1.20% or more.
  • the Si content if the Si content exceeds 2.50%, the surface texture deteriorates, so the Si content should be 2.50% or less.
  • the Si content is preferably 2.00% or less, more preferably 1.80% or less, 1.50% or less, or 1.30% or less.
  • Mn 1.00% or more and 4.00% or less
  • Mn is an element effective in increasing the mechanical strength of the steel sheet. If the Mn content is less than 1.00%, it is not possible to secure a tensile strength of 780 MPa or more. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.50% or more, more preferably 1.80% or more, 2.00% or more, or 2.20% or more.
  • the Mn content is set to 4.00% or less, preferably 3.00% or less, more preferably 2.80% or less, 2.60% or less, or 2.50% or less.
  • Al is an element having an action of deoxidizing steel to make a steel sheet sound. sol. If the Al content is less than 0.001%, it cannot be sufficiently deoxidized. The Al content is 0.001% or more. However, when sufficient deoxidation is required, it is more desirable to add 0.010% or more. More preferably, sol. The Al content is 0.020% or more, 0.030% or more, or 0.050% or more.
  • sol. When the Al content exceeds 2.000%, the weldability is remarkably lowered, and the oxide-based inclusions are increased, so that the surface texture is remarkably deteriorated. Therefore, sol.
  • the Al content is 2.000% or less, preferably 1.500% or less, more preferably 1.000% or less, and most preferably 0.090% or less, 0.080% or less, or 0. It shall be 070% or less.
  • sol. Al means an acid-soluble Al that is not an oxide such as Al 2 O 3 and is soluble in an acid.
  • Ti and Nb are important elements because they contribute to strength as precipitates when the hot-rolled steel sheet is tempered. In order to obtain this effect, Ti and Nb are required to be 0.04% or more in total. If the total content of Ti and Nb is less than 0.04%, sufficient strength cannot be obtained.
  • the total amount of Ti and Nb is preferably 0.08% or more, more preferably 0.10% or more, 0.12% or more, or 0.15% or more.
  • Ti and Nb when Ti and Nb are added in excess, recrystallization during hot rolling is suppressed and a texture with a specific crystal orientation develops, resulting in hole expansion, which is one of the indicators of formability of steel sheets for automobiles. The sex deteriorates. Therefore, Ti and Nb need to be 0.40% or less in total.
  • the total amount of Ti and Nb is preferably 0.35% or less, more preferably 0.32% or less, 0.30% or less, or 0.25% or less.
  • Ti 0.20% or less
  • the Ti content needs to be 0.20% or less.
  • the Ti content may be 0.18% or less, 0.15% or less, or 0.10% or less.
  • the lower limit of the content of Ti alone is not particularly limited, and the lower limit of the content of Ti is set from the viewpoint of the total content of Ti and Nb described above. Therefore, the Ti content may be 0%. However, for example, the Ti content may be defined as 0.01% or more, 0.02% or more, or 0.05% or more.
  • the Nb content needs to be 0.20% or less.
  • the Nb content may be 0.18% or less, 0.15% or less, or 0.10% or less.
  • the lower limit of the content of Nb alone is not particularly limited, and the lower limit of the content of Nb is set from the viewpoint of the total content of Ti and Nb described above. Therefore, the Nb content may be 0%. However, for example, the Nb content may be defined as 0.01% or more, 0.02% or more, or 0.05% or more.
  • the high-strength steel sheet according to this embodiment contains impurities as a chemical component.
  • impurity refers to, for example, those mixed from ore or scrap as a raw material, or from the manufacturing environment, etc., when steel is industrially manufactured. Impurities mean, for example, elements such as P, S, and N. These impurities are preferably limited as follows in order to fully exert the effects of the present embodiment. Further, since the content of impurities is preferably small, it is not necessary to limit the lower limit value, and the lower limit value of impurities may be 0%.
  • P 0.100% or less
  • P is generally an impurity contained in steel, but since it has an effect of increasing tensile strength, P may be positively contained. However, when the P content exceeds 0.100%, the deterioration of weldability becomes remarkable. Therefore, the P content is limited to 0.100% or less.
  • the P content is preferably limited to 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly set, but in order to obtain the effect of the above action more reliably, the P content should be 0.001% or more, 0.002% or more, or 0.005% or more. May be good.
  • S is an impurity contained in steel, and the smaller the amount, the more preferable it is from the viewpoint of weldability.
  • the S content exceeds 0.0200%, the weldability is significantly lowered, the MnS precipitation amount is increased, and the low temperature toughness is lowered. Therefore, the S content is limited to 0.0200% or less.
  • the S content is preferably limited to 0.0100% or less, more preferably 0.0080% or less, 0.0070% or less, or 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly defined, but from the viewpoint of desulfurization cost, the S content may be 0.0010% or more, 0.0015% or more, or 0.0020% or more.
  • N is an impurity contained in steel, and the smaller the amount, the more preferable it is from the viewpoint of weldability. If the N content exceeds 0.01000%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the N content may be limited to 0.01000% or less, preferably 0.00900% or less, 0.00700% or less, or 0.00500% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but for example, the N content may be 0.00005% or more, 0.00010% or more, or 0.00020% or more.
  • O is an impurity contained in steel, and the smaller the amount, the more preferable it is from the viewpoint of weldability. If the O content exceeds 0.0100%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the O content is limited to 0.0100% or less, preferably 0.0090% or less, 0.0070% or less, or 0.0050% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited, but for example, the O content may be 0.0005% or more, 0.0008% or more, or 0.0010% or more.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment may contain a selective element in addition to the basic elements and impurities described above.
  • a selective element for example, B, V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni, Ca, Mg, REM, and Zr may be contained as selective elements in place of a part of Fe which is the balance described above.
  • These selective elements may be contained according to the purpose. Therefore, it is not necessary to limit the lower limit of these selective elements, and the lower limit may be 0%. Further, even if these selective elements are contained as impurities, the above effects are not impaired.
  • B (B: 0% or more and 0.010% or less) B segregates at the grain boundaries to improve the grain boundary strength, so that roughness of the punched cross section at the time of punching can be suppressed. Therefore, B may be contained. Even if the B content exceeds 0.010%, the above effect is saturated and economically disadvantageous. Therefore, the upper limit of the B content is set to 0.010% or less.
  • the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less. In order to obtain the above effect preferably, the B content may be 0.001% or more.
  • V 0% or more and 1.000% or less
  • Cr 0% or more and 1.000% or less
  • Mo 0% or more and 1.000% or less
  • Cu 0% or more and 1.000% or less
  • Co 0% or more and 1.000% or less
  • W 0% or more and 1.000% or less
  • Ni 0% or more and 1.000% or less
  • V, Cr, Mo, Cu, Co, W, and Ni are all elements that are effective in ensuring stable strength. Therefore, these elements may be contained. However, even if each of the elements is contained in an amount of more than 1.000%, the effect of the above action is likely to be saturated, which may be economically disadvantageous.
  • V content, Cr content, Mo content, Cu content, Co content, W content, and Ni content are preferably 1.0% or less or 1.000% or less, respectively. .. Upper limits of V content, Cr content, Mo content, Cu content, Co content, W content, and Ni content are 0.500% or less, 0.300% or less, or 0.100%, respectively. It may be as follows.
  • V 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more
  • Cr 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more
  • Mo 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more
  • Cu 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more
  • Co 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more
  • W 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more
  • Ni 0.005% or more, 0.008% or more, or 0.010% or more, at least one of them is contained. It is preferable to do.
  • Ca, Mg, REM, and Zr are all elements that contribute to inclusion control, particularly fine dispersion of inclusions, and have an effect of enhancing toughness. Therefore, one or more of these elements may be contained. However, if each of the elements is contained in an amount of more than 0.0100%, deterioration of the surface texture may become apparent. Therefore, the content of each element is preferably 0.01% or less, or 0.0100% or less, respectively.
  • the upper limit of the content of each of Ca, Mg, REM, and Zr may be 0.0080%, 0.0050%, or 0.0030%.
  • the content of at least one of these elements is preferably 0.0003% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and is at least one of them.
  • the content of REM means the total content of at least one of these elements.
  • lanthanoids they are industrially added in the form of misch metal.
  • Ca 0.0003% or more and 0.0100% or less
  • Mg 0.0003% or more and 0.0100% or less
  • REM 0. It is preferable to contain at least one of 0003% or more and 0.0100% or less and Zr: 0.0003% or more and 0.0100% or less.
  • the above steel composition may be measured by a general analysis method for steel.
  • the steel component may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum).
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method
  • O may be measured by using the inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method.
  • the total area ratio of tempered martensite and bainite in the metal structure is 80% or more.
  • the total area ratio of bainite and tempered martensite is 80% or more
  • the tissue is bainite and martensite, which are low-temperature transformation structures. Martensite becomes tempered martensite in the subsequent tempering process. Therefore, the total area ratio of bainite and tempered martensite shall be 80% or more of the total. If the total area ratio is less than 80%, the material variation becomes large, which is not preferable.
  • the total area ratio of bainite and tempered martensite may be 85% or more, 90% or more, or 95% or more. It is not necessary to specify the upper limit of the total area ratio of bainite and tempered martensite, for example, the total area ratio of bainite and tempered martensite may be 100%. On the other hand, ferrite or the like may be contained in the steel sheet as the remainder of the metal structure. Therefore, for example, the total area ratio of bainite and tempered martensite may be 98% or less, 95% or less, or 92% or less.
  • the rest of the metallographic structure in the present invention may have ferrite, pearlite, retained austenite, fresh martensite, and cementite.
  • a nighttal reagent and a cross section disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-219473 are used to corrode a cross section parallel to the rolling direction (that is, a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface).
  • a solution prepared by dissolving 1 to 5 g of picric acid in 100 ml of ethanol was used as solution A, and 1 to 25 g of sodium thiosulfate and 1 to 5 g of citric acid were dissolved in 100 ml of water.
  • the solution is solution B, and solution A and solution B are mixed at a ratio of 1: 1 to form a mixed solution, and nitric acid at a ratio of 1.5 to 4% is further added and mixed with respect to the total amount of this mixed solution.
  • the solution is used as a pretreatment solution.
  • a liquid obtained by adding and mixing the above-mentioned pretreatment liquid in a ratio of 10% with respect to the total amount of the 2% nital liquid to the 2% nital liquid is used as a post-treatment liquid.
  • a cross section parallel to the rolling direction (that is, a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface) is immersed in the pretreatment liquid for 3 to 15 seconds, washed with alcohol and dried, and then immersed in the posttreatment liquid for 3 to 15 seconds. After soaking for 20 seconds, the cross section is corroded by washing with water and drying.
  • a magnification of 1000 to 1000 is used using a scanning electron microscope.
  • the metallographic structure is identified, the existence position is confirmed, and the area fraction is measured. Even if the measurement target is a steel plate that has not undergone any special machining after manufacturing (in other words, a steel plate that has not been cut out from the coil) or a steel plate that has been cut out from the coil, the center position in the plate width direction. Is a position substantially equidistant from both ends of the steel sheet 1 as viewed in the plate width direction WD.
  • the total area fraction of "bainite and tempered martensite” is obtained by measuring the area fraction of "upper bainite” and "lower bainite or tempered martensite".
  • Upper bainite is an aggregate of laths, a structure containing carbides between laths.
  • the lower bainite is a structure containing iron-based carbides having a major axis of 5 nm or more and extending in the same direction inside.
  • Tempering martensite is a collection of lath-shaped crystal grains, and is a structure containing iron-based carbides having a major axis of 5 nm or more and extending in different directions.
  • a precipitate containing at least one of Ti and Nb (hereinafter referred to as a Ti / Nb-containing precipitate) is important for ensuring strength while ensuring elongation and bendability.
  • the strength of a steel sheet tends to be inversely proportional to the elongation and bendability of the steel sheet.
  • the strength of the steel sheet can be increased without impairing the elongation and bendability.
  • the precipitation amount of Ti / Nb-containing precipitates is uniformly distributed in the plate width direction (that is, the direction perpendicular to the rolling direction). It is important to be there. If the standard deviation of the number density of Ti / Nb-containing precipitates is 5 ⁇ 10 10 pieces / mm 3 or more, it causes variations in mechanical properties and material stability cannot be obtained.
  • the standard deviation of the number density of Ti / Nb-containing precipitates is less than 5 ⁇ 10 10 / mm 3 , preferably less than 4 ⁇ 10 10 / mm 3 or 3 ⁇ 10 10 / mm 3 .
  • the standard deviation of the number density of the chemical composition and the Ti / Nb-containing precipitate is within the above range, it is estimated that an appropriate amount of Ti / Nb-containing precipitate can be obtained in order to secure elongation and bendability. Therefore, it is not necessary to particularly limit the upper and lower limit values of the number density itself of the Ti / Nb-containing precipitates.
  • the number density of Ti / Nb-containing precipitates is defined as 3.5 ⁇ 10 10 / mm 3 or more, 3.8 ⁇ 10 10 / mm 3 or more, or 4.0 ⁇ 10 10 / mm 3 or more. You may.
  • the standard deviation of the number density of Ti / Nb-containing precipitates is measured by the following method.
  • a replica sample prepared according to the method described in JP-A-2004-317203 was collected at the plate thickness 1/4 position 121 of the cross section 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 shown in FIG. , Observe using a transmission electron microscope.
  • the field of view is a magnification of 50,000 times, and the number of Ti / Nb-containing precipitates having a value (approximate value of the diameter equivalent to a circle) obtained as the square root of (major axis x minor axis) of 10 nm or less is counted in three visual fields.
  • the total precipitate density is calculated by dividing the counted number of Ti / Nb-containing precipitates by the volume of the electrolyzed sample.
  • Precipitates having a circle-equivalent diameter of more than 10 nm have a small contribution to precipitation strengthening and do not significantly affect the properties obtained in the present invention. Therefore, there is no limitation on the number density of precipitates having a circle-equivalent diameter of more than 10 nm.
  • This replica sample is collected at 10 locations (see FIG. 2) at intervals of 50 mm along the plate width direction WD, and the number density of Ti / Nb-containing precipitates in each sample is determined.
  • the average value of the number densities of Ti / Nb-containing precipitates in each of the 10 types of replica samples is regarded as the number density of Ti / Nb-containing precipitates in the steel sheet.
  • the standard deviation of the number density of Ti / Nb-containing precipitates in each of the 10 types of replica samples is regarded as the standard deviation of the number density of Ti / Nb-containing precipitates of the steel sheet.
  • the measurement points of the standard deviation of the number density of Ti / Nb-containing precipitates are two or more along the plate width direction. It is recommended to place it on the straight line of.
  • the measurement points can be arranged as described above.
  • Standard deviation of surface roughness Ra (Standard deviation of surface roughness Ra measured at 10 points every 50 mm along the plate width direction is preferably 1.0 ⁇ m or less)
  • the steel sheet according to this embodiment is not particularly limited as long as the chemical composition, the metallographic structure, and the tensile strength described later are within a predetermined range.
  • the standard deviation of the surface roughness Ra is 1.0 ⁇ m or less. May be.
  • the standard deviation is preferably 1.0 ⁇ m or less.
  • the surface roughness of the steel sheet can be freely changed by additional machining.
  • the high-strength steel sheet may be subjected to processing such as hairline processing to change the surface roughness. From this point of view, it is not essential that the standard deviation of the surface roughness Ra is within the above range.
  • a contact type roughness meter (Mitutoyo surf test SJ-500) was used to acquire a roughness curve over a length of 5 mm in the plate width direction at each measurement position, and JIS B0601: 2001.
  • the arithmetic mean roughness Ra is obtained by the method described in 1.
  • the standard deviation of the surface roughness Ra is obtained by using the value of the arithmetic mean roughness Ra at each measurement position thus obtained.
  • surface roughness Ra of the steel sheet means the surface roughness measured after removing the surface treatment film from the steel sheet.
  • the surface roughness Ra of the steel sheet is the surface roughness of the base iron.
  • the method for removing the surface treatment film can be appropriately selected depending on the type of the surface treatment film within a range that does not affect the surface roughness of the base iron.
  • the galvanized layer may be dissolved with dilute hydrochloric acid to which an inhibitor is added. As a result, only the galvanized layer can be peeled off from the steel sheet.
  • the inhibitor is an additive used to suppress the change in roughness due to the prevention of overdissolution of the base iron.
  • a mixture of hydrochloric acid diluted 10 to 100 times with the hydrochloric acid pickling corrosion inhibitor "Ibit No. 700BK" manufactured by Asahi Chemical Industry Co., Ltd. added to a concentration of 0.6 g / L is galvanized. It can be used as a layer peeling means.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more as a sufficient strength that contributes to weight reduction of automobiles.
  • the tensile strength of the steel sheet may be 800 MPa or more, 900 MPa or more, or 1000 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength in particular, but in the present embodiment, the upper limit of the substantial tensile strength can be set to 1470 MPa.
  • the tensile strength of the steel sheet may be 1400 MPa or less, 1300 MPa or less, or 1200 MPa or less.
  • the tensile test may be performed in the following procedure in accordance with JIS Z2241 (2011).
  • JIS No. 5 test pieces are collected from 10 positions on the high-strength steel sheet at intervals of 50 mm in the plate width direction.
  • the plate width direction of the steel plate and the longitudinal direction of the test piece are made to coincide with each other.
  • each test piece is sampled at a position shifted in the rolling direction of the steel sheet so that the sampling positions of the test pieces do not interfere with each other.
  • Tensile tests are carried out on these test pieces in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011), the tensile strength TS (MPa) is obtained, and the average value of these is calculated. This average value is regarded as the tensile strength of the high-strength steel sheet.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment may have the following characteristics such as elongation and hole expandability as indicators of formability. These mechanical properties are obtained from the various properties of the high-strength steel sheet according to the present embodiment described above.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment may have a total elongation of 9% or 10% or more as an index of formability. On the other hand, it is difficult to make the total elongation exceed 35% in the configuration of the present embodiment. Therefore, the upper limit of the substantial total growth may be 35%.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment has an R / t of 2.0 or less when the value R / t obtained by dividing the limit bending R (mm) by the plate thickness t (mm) is used as an index of bendability. You may. On the other hand, it is difficult to set the bendability index R / t to 0.1 or less in the configuration of the present embodiment. Therefore, the lower limit of the substantial bendability index R / t may be set to 0.1.
  • the limit bending R is obtained by repeatedly performing bending tests applying various bending radii.
  • bending is performed in accordance with JIS Z 2248 (2006) (V block 90 ° bending test).
  • the bending radius (more precisely, the inner radius of the bending) is changed at a pitch of 0.5 mm.
  • the smaller the bend radius in the bending test the more likely it is that the steel sheet will crack and have other defects.
  • the minimum bending obtained in this test that does not cause tears and other defects in the steel sheet is regarded as the limit bending R.
  • the value obtained by dividing this limit bending R by the thickness t of the steel sheet is used as an index R / t for evaluating the bendability.
  • the high-strength steel plate according to the present embodiment has tensile test results measured at 10 points every 50 mm along the plate width direction (that is, the direction perpendicular to the rolling direction) as an index of the stability of the material.
  • the standard deviation of TS may be 50 MPa or less, and the standard deviation of EL may be 1% or less.
  • the method for obtaining the TS standard deviation and the EL standard deviation is the same as the above-mentioned tensile test method for obtaining the average value of the tensile strength.
  • the TS standard deviation and the EL standard deviation can be obtained by obtaining the standard deviation of the results of 10 tensile tests by the above method.
  • the standard deviation of R / t (limit bending R (mm), plate thickness t (mm)) measured at 10 points every 50 mm along the plate width direction is calculated. It may be 0.2 or less.
  • the manufacturing process prior to hot rolling is not particularly limited. That is, following the melting in a blast furnace or an electric furnace, various secondary smelting may be performed, and then casting may be performed by a method such as ordinary continuous casting, casting by the ingot method, or thin slab casting.
  • a method such as ordinary continuous casting, casting by the ingot method, or thin slab casting.
  • the cast slab may be cooled to a low temperature and then heated again and then hot-rolled, or the cast slab may be hot-rolled as it is after casting without being cooled to a low temperature.
  • Good. Scrap may be used as the raw material.
  • the cast slab is heated.
  • the slab is heated to a temperature of 1100 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, and then held for 30 minutes or longer.
  • Ti or Nb is added, it is heated to a temperature of 1200 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, and then held for 30 minutes or longer. If the heating temperature is less than 1200 ° C., the precipitate elements Ti and Nb are not sufficiently dissolved, so that sufficient precipitation strengthening cannot be obtained during subsequent hot rolling, and the precipitate remains as coarse carbides, so that formability is formed. It is not preferable because it deteriorates. Therefore, when Ti and Nb are contained, the heating temperature of the slab is set to 1200 ° C. or higher.
  • the heating temperature is set to 1350 ° C. or lower.
  • the heating holding time is preferably 30 minutes or more in order to sufficiently dissolve Ti and Nb. Further, in order to suppress excessive scale loss, the heating holding time is preferably 10 hours or less, and more preferably 5 hours or less.
  • a rough rolling step is performed in which the heated slab is roughly rolled to obtain a rough rolled plate.
  • the slab may have a desired size and shape, and the conditions thereof are not particularly limited.
  • the thickness of the rough-rolled sheet affects the amount of temperature decrease from the tip to the tail of the hot-rolled steel sheet from the start of rolling to the end of rolling in the finish rolling process, so it should be determined in consideration of this. Is preferable.
  • the rough-rolled plate is subjected to finish rolling.
  • finish rolling is performed in a temperature range of 850 ° C to 1200 ° C under the condition of satisfying the following formula (1).
  • Si * 140 ⁇ Si
  • Si * 80.
  • Si represents the Si content (mass%) of the steel sheet.
  • K'in the above formula (1) is represented by the following formula (2).
  • K ' D ⁇ (DT- 930) ⁇ 1.5 + ⁇ ((FT n -930) ⁇ S n) ⁇ (2)
  • D is the spray amount per hour of hydraulic descaling before the start of finish rolling (m 3 / min)
  • DT is the steel plate temperature (° C.) when hydraulic descaling is performed before the start of finish rolling
  • FT n is finish. temperature of the steel strip in the n-th rolling (° C.), blowing amount per unit time when S n is blown onto the steel sheet of water on spray during n-1 stage and the n-th stage of the finish rolling (m 3 / min ).
  • Si * is a parameter related to the steel sheet component that indicates the susceptibility to unevenness due to scale.
  • the scale generated on the surface layer during hot rolling grows from wustite (FeO), which is relatively easy to descale and does not easily form irregularities on the steel sheet, and grows to form irregularities on the steel sheet.
  • the ease of forming the unevenness of the surface layer by adding Si becomes particularly remarkable when 0.35% by mass or more of Si is added. Therefore, Si * is a function of Si when 0.35% by mass or more is added, but becomes a constant when 0.35% by mass or less is added.
  • K' is a parameter of manufacturing conditions that indicates the difficulty of forming irregularities.
  • the first item of the above formula (2) is that when hydraulic descaling is performed before the start of finish rolling in order to suppress the formation of unevenness, the larger the amount of hydraulic descaling sprayed per hour and the higher the steel sheet temperature. It is shown to be effective from the viewpoint of descaling. When performing multiple descaling before the start of finish rolling, the descaling value closest to the finish rolling is used.
  • the second item of the above formula (2) is a section showing the effect of descaling the scale that could not be completely peeled off by descaling before finishing and the scale that was reformed during finish rolling during finish rolling. It is shown that at high temperatures, spraying a large amount of water onto the steel sheet on the spray makes it easier to descale.
  • K'/ Si * is set to 2.50 or more, preferably 3.00 or more, and more preferably 3.50 or more.
  • the average cooling rate is a value obtained by dividing the difference in temperature between the start of cooling and the temperature before winding by that time. If the average cooling rate is less than 50 ° C./s, it becomes difficult to make the total area ratio of bainite and tempered martensite 80% or more of the total.
  • the winding temperature is 450 ° C. or lower, preferably 400 ° C. or lower, and more preferably 200 ° C. or lower. Further, setting the winding temperature to 450 ° C. or lower also has an effect of suppressing the formation of internal oxides on the surface of the steel sheet after winding and increasing the roughness of the surface layer.
  • the high-strength steel sheet produced in this way is pickled for the purpose of removing oxides on the surface of the steel sheet.
  • the pickling treatment may be carried out, for example, in hydrochloric acid having a concentration of 3 to 10% at a temperature of 85 ° C. to 98 ° C. for 20 seconds to 100 seconds.
  • the manufactured hot-rolled steel sheet may be lightly reduced with a reduction rate of 20% or less.
  • the aim is to introduce dislocations that serve as precipitation sites for precipitates during tempering, and this is preferable because it makes it easier to obtain strength and has the effect of shape correction.
  • the light reduction may be carried out before or after the pickling step.
  • Light reduction after the pickling step has the effect of further reducing the roughness of the surface layer.
  • the surface roughness Ra is measured at 10 points every 50 mm along the plate width direction (that is, the direction perpendicular to the rolling direction), which is a preferred embodiment in the present invention, the standard deviation of the surface roughness Ra is calculated. In order to make it 0.5 ⁇ m or less, it is necessary to perform light rolling after the pickling step.
  • the obtained steel sheet is tempered (heated) at 550 ° C to 750 ° C for 10 seconds to 1000 seconds. Tempering has the purpose of recovering dislocations of the low-temperature transformed structure to improve elongation, and also has the purpose of precipitating precipitates containing Ti and Nb to obtain strength.
  • the tempering temperature is set to 550 ° C to 750 ° C.
  • the tempering time is set to 10 seconds to 1000 seconds.
  • Hot-dip galvanizing may be applied after heating, or alloyed hot-dip galvanizing may be applied.
  • the wettability of hot-dip galvanizing is improved, and the effect of imparting uniform plating can also be obtained.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment can be manufactured by the above-mentioned manufacturing method.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention will be described in more detail below with reference to an example.
  • the following examples are examples of the high-strength steel sheet of the present invention, and the high-strength steel sheet of the present invention is not limited to the following aspects.
  • the conditions in the examples described below are one-condition examples adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to these one-condition examples.
  • various conditions can be adopted as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the steels with the chemical components shown in Table 1 are cast, and after casting, they are cooled to room temperature and then reheated, heated to a temperature range of 1200 ° C to 1350 ° C, and then the slab is roughened at a temperature of 1100 ° C or higher.
  • a rough-rolled plate was produced by rolling.
  • values outside the scope of the invention are underlined.
  • the rough-rolled plate was subjected to multi-step finish rolling consisting of 7 steps in all stages under the conditions shown in Tables 2 and 3. Then, after finishing rolling, cooling and winding were performed under the conditions shown in Tables 4 and 5. After that, pickling was performed under all conditions, but under some conditions, light reduction was performed before or after the pickling. Then, the temperature was raised to the tempering temperature at a heating rate of 30 ° C./s to 150 ° C./s, and tempering was performed at the tempering temperature and time shown in Tables 4 and 5. After that, some conditions were alloyed hot-dip galvanized or hot-dip galvanized. In the plating process, the steel sheet was in the temperature range of 400 ° C. to 520 ° C.
  • the metallographic structure of the obtained high-strength steel sheet was observed by the following method.
  • the Nital reagent and the reagent disclosed in JP-A-59-219473 were used to corrode a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface.
  • a solution prepared by dissolving 1 to 5 g of picric acid in 100 ml of ethanol was used as solution A, and 1 to 25 g of sodium thiosulfate and 1 to 5 g of citric acid were dissolved in 100 ml of water.
  • the solution is solution B, and solution A and solution B are mixed at a ratio of 1: 1 to form a mixed solution, and nitric acid at a ratio of 1.5 to 4% is further added and mixed with respect to the total amount of this mixed solution.
  • the solution was used as a pretreatment solution. Further, a liquid obtained by adding and mixing the above-mentioned pretreatment liquid in a ratio of 10% with respect to the total amount of the 2% nital liquid to the 2% nital liquid was used as a post-treatment liquid.
  • the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface is immersed in the pretreatment liquid for 3 to 15 seconds, washed with alcohol and dried, then immersed in the posttreatment liquid for 3 to 20 seconds, washed with water and dried. By doing so, the cross section was corroded.
  • the number density of Ti / Nb-containing precipitates and their standard deviations are measured by the following methods.
  • a replica sample prepared according to the method described in JP-A-2004-317203 was collected at the plate thickness 1/4 position 121 of the cross section 12 parallel to the rolling direction RD and perpendicular to the rolling surface 11 shown in FIG. , Observed using a transmission electron microscope.
  • the visual field was set to a magnification of 50,000 times, and the number of Ti / Nb-containing precipitates having a value (approximate value of the diameter equivalent to a circle) obtained as the square root of (major axis x minor axis) of 10 nm or less was counted in three visual fields. Then, the total precipitate density was calculated by dividing the counted number by the electrolyzed volume.
  • This replica sample was collected at 10 locations at intervals of 50 mm along the plate width direction, and the number density of Ti / Nb-containing precipitates in each sample was determined. Then, the average value of the number densities of Ti / Nb-containing precipitates in each of the 10 types of replica samples was regarded as the number density of Ti / Nb-containing precipitates in the steel sheet. Further, the standard deviation of the number density of Ti / Nb-containing precipitates in each of the 10 types of replica samples was regarded as the standard deviation of the number density of Ti / Nb-containing precipitates of the steel sheet.
  • the standard deviation of the surface roughness Ra measured at 10 positions at intervals of 50 mm in the direction perpendicular to the rolling direction was determined by the following procedure. Using a contact roughness meter (Mitutoyo surf test SJ-500), a roughness curve was obtained over a length of 5 mm in the vertical direction of rolling at each measurement position, and the arithmetic mean was obtained by the method described in JIS B0601: 2001. Roughness Ra was determined. The standard deviation of the surface roughness Ra was obtained by using the value of the arithmetic mean roughness Ra at each measurement position thus obtained.
  • Tensile strength is a tensile test based on JIS Z 2241 (2011) using JIS No. 5 test pieces collected from a high-strength steel plate so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is the longitudinal direction.
  • the tensile strength TS (MPa) and the butt elongation (total elongation) EL (%) were determined. The sampling was performed from 10 positions of the steel plate at intervals of 50 mm in the plate width direction.
  • the average value of the tensile strengths of the 10 test pieces was regarded as the tensile strength TS of the steel sheet, and when TS ⁇ 780 MPa was satisfied, it was regarded as a high-strength hot-rolled steel sheet and passed.
  • the standard deviations of TS and EL were obtained at 10 positions of the steel plate at intervals of 50 mm in the plate width direction.
  • a steel sheet having a TS standard deviation of 50 MPa or less and an EL standard deviation of 1% or less was determined to be a steel sheet having excellent material stability.
  • the bending test was performed in accordance with JIS Z2248 (V block 90 ° bending test), and the bending radius (mm) was tested at a pitch of 0.5 mm. Further, R / t was measured at 10 positions at intervals of 50 mm in the plate width direction (direction perpendicular to the rolling direction), and the standard deviation was obtained.
  • tensile strength (“average tensile strength TS” described in the table), total elongation (“average total elongation EL” described in the table), bendability ( At least one of the “mean limit bending R / t"), the variation in tensile strength ("TS standard deviation” in the table) and the variation in total elongation ("EL standard deviation” in the table) listed in the table.
  • TS standard deviation the variation in tensile strength
  • EL standard deviation the variation in total elongation
  • Comparative Example 1 and Comparative Example 2 the diameter is 10 nm or less and Ti and Nb are measured at a plate thickness 1/4 position of a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface.
  • the standard deviation of the number density of the precipitates containing at least one of the above (“standard deviation of precipitates” described in the table) was large. Therefore, in Comparative Example 1 and Comparative Example 2, the variation in tensile strength and the variation in total elongation were poor. It is considered that this is because Comparative Example 1 and Comparative Example 2 were manufactured under the condition that K'/ Si * was insufficient, and the surface roughness of the steel sheet after the completion of hot spreading could not be reduced.
  • Comparative Example 3 the total area ratio of tempered martensite and bainite in the metallographic structure was insufficient, and the standard deviation of the precipitate was large. Therefore, in Comparative Example 3, the TS standard deviation and the EL standard deviation were defective. It is considered that this is because Comparative Example 3 was manufactured under the condition that the average cooling rate after finish rolling was insufficient, and the variation in characteristics due to the temperature history after winding could not be suppressed.
  • Comparative Example 4 the total area ratio of tempered martensite and bainite in the metallographic structure was insufficient, and the standard deviation of the precipitate was large. Therefore, in Comparative Example 4, the TS standard deviation and the EL standard deviation were defective. It is presumed that this is because Comparative Example 4 was manufactured under the condition that the winding temperature was too high, and the formation of internal oxides on the surface of the steel sheet and the increase in surface roughness could not be suppressed after winding. ..
  • Comparative Example 5 the average tensile strength TS was insufficient, and the average total elongation EL was insufficient. It is considered that this is because Comparative Example 5 was manufactured under the condition that the tempering temperature was too high.
  • Comparative Example 6 the average tensile strength TS was insufficient, and the average total elongation EL was insufficient. It is considered that this is because Comparative Example 6 was manufactured under the condition that the tempering time was insufficient.
  • Comparative Example 22 the average tensile strength TS was insufficient, and the average total elongation EL was insufficient. It is considered that this is because Comparative Example 22 was manufactured under the condition that the tempering temperature was insufficient.
  • Comparative Example 41 the total amount of Ti and Nb was insufficient, and the average tensile strength TS was insufficient. It is considered that this is because in Comparative Example 41, the amount of Ti and Nb used as materials for the Ti / Nb-containing precipitate was insufficient, so that precipitation strengthening did not occur.
  • High-strength steel plate (steel plate) 11 Rolling surface 12 Cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface 121 Plate thickness 1/4 position of the cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the rolling surface RD Rolling Direction TD plate thickness direction (Thickness Direction) WD plate width direction (Wids Direction)

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Abstract

本発明の高強度鋼板は、所定の化学成分を含有し、金属組織における焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率が８０％以上であり、圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面の板厚１／４位置において、直径が１０ｎｍ以下であり、かつ、ＴｉとＮｂとの少なくとも一方を含有する析出物の個数密度を測定したとき、前記個数密度の標準偏差が５×１０１０個／ｍｍ３未満であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。

Description

高強度鋼板
　本発明は、優れた引張強度、全伸び及び曲げ性を有し、かつ、材質安定性に優れた高強度鋼板に関する。
　本願は、２０１９年７月１０日に、日本に出願された特願２０１９－１２８５９０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として、自動車や産業機器の構造部材用素材として広く使用されている。特に、自動車の足廻り部品、バンパー部品、衝撃吸収用部材などに用いられる熱延鋼板には、軽量化、耐久性、衝撃吸収能などの観点から、高強度化が進められており、同時に複雑な形状への成形に耐えうるだけの優れた成形性も必要とされている。
　ここで、これまで低強度鋼板では、フェライト組織を主体として必要に応じて微量の固溶強化元素で強度を担保する程度の比較的単純な組織構成であったのに対し、高強度鋼においては、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態組織やＴｉＣなどの析出物を強度担保のために活用しており、複雑な組織構成となってきている。これらの変態、析出などの現象は温度履歴の影響を大きく受けるが、熱延鋼板の製造工程では、幅方向の冷却水のかかり方のむらや、巻き取り後のコイル内の位置による冷却速度のむらなど、幅方向、長手方向で温度履歴にばらつきが生じる可能性がある。高強度の熱延鋼板ではこれらの温度ばらつきに起因した、成形性の不安定化（コイルの幅、長手における機械特性のばらつき）を抑制することが重要となる。
　特許文献１では、熱延鋼板にスキンパス圧延を施し、６００～７５０℃の温度域で加熱することで微細な炭化物を析出させ、高強度と優れた成形性を両立する技術が報告されている。
　一方、材質安定に関して、特許文献２では、引張強さが７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板について、ＴｉとＶの添加量をある範囲に制御することにより、熱間圧延巻き取り時に微細な炭化物を均一に析出させ、結果的に熱延鋼板の材質を安定化させる技術が報告されている。
国際公開第２０１０／１３７３１７号パンフレット 日本国特開２０１３－１００５７４号公報
　しかしながら、発明者らの検討によれば、従来技術によっても十分な材質安定性が得られないことがわかった。本発明は、優れた引張強度、全伸び及び曲げ性を有し、かつ、材質安定性に優れた高強度熱延鋼板を提供することを課題とする。なお、材質安定性とは、鋼板中の部位ごとの引張強度及び全伸びのばらつきが少ないことを表す。
（１）本発明の一態様に係る高強度鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．２８０％、Ｓｉ：０．０５～２．５０％、Ｍｎ：１．００～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１０００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｎｂ：０～０．２０％、ＴｉとＮｂの合計：０．０４～０．４０％、Ｂ：０～０．０１０％、Ｖ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｃｏ：０～１．０００％、Ｗ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、及び残部：Ｆｅ及び不純物を含み、金属組織における焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率が８０％以上であり、圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面の板厚１／４位置において、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で、直径が１０ｎｍ以下であり、かつ、ＴｉとＮｂとの少なくとも一方を含有する析出物の個数密度を測定したとき、前記個数密度の標準偏差が５×１０１０個／ｍｍ３未満であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
（２）（１）に記載の高強度鋼板は、前記板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で表面粗さＲａを測定したとき、前記表面粗さＲａの標準偏差が１．０μｍ以下であってもよい。
（３）（１）又は（２）に記載の高強度鋼板は、前記化学成分として、質量％で、Ｂ：０．００１％～０．０１０％、Ｖ：０．００５％～１．０００％、Ｃｒ：０．００５％～１．０００％、Ｍｏ：０．００５％～１．０００％、Ｃｕ：０．００５％～１．０００％、Ｃｏ：０．００５％～１．０００％、Ｗ：０．００５％～１．０００％、Ｎｉ：０．００５％～１．０００％、Ｃａ：０．０００３％～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００３％～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１００％、及びＺｒ：０．０００３％～０．０１００％からなる群から構成される少なくとも１種を含有してもよい。
（４）（１）～（３）の何れか１項に記載の高強度鋼板では、全伸びが１０％以上であり、限界曲げを板厚で割って算出される値Ｒ／ｔが２．０以下であってもよい。
　上記態様によれば、優れた引張強度、全伸び及び曲げ性を有し、かつ、材質安定性に優れた高強度鋼板を得ることができる。
金属組織を評価するための観察面を示す概念図である。 析出物の個数密度の標準偏差を評価するための観察面を示す概念図である。
　本発明者らは高強度鋼板において、材質を安定化させる方法を鋭意探索した。熱間圧延後に熱延鋼板は巻き取られてコイル形状とされるが、巻取後の熱延鋼板の冷却速度が、コイル内の位置に応じて異なることがある。その冷却速度の違いに起因して、変態組織の体積分率、及び析出物の個数密度などが、コイル内の位置ごとに大きく異なる場合がある。これが材質の不安定化を生じさせる可能性があることが、本発明者らによって明らかになった。
　これに対し、熱間圧延の仕上げ圧延後の冷却帯にて、比較的低温（５００℃以下）まで熱延鋼板を冷却した後に巻き取りを行うと、熱延鋼板の組織は全体的に低温変態組織（ベイナイトやマルテンサイト）となり、強度に寄与する置換型元素（Ｔｉ，Ｎｂ）の析出物もあまり析出しない。この場合、変態組織の体積分率のばらつき、及び析出物の個数密度のばらつきが生じにくく、結果的に、材質を安定化させられることが、本発明者らによって明らかになった。ただし、上述の方法によって得られる組織は、加工硬化能が低い低温変態組織を主体とするものである。そのため、上述の方法によって得られる鋼板の全伸びは１０％未満、又は９％以下と比較的低位となることがある。鋼板を適用部品の種類を拡大するためには、更なる成形性の向上が望まれていた。
　そこで、本発明者らは、上記の如く低温で巻き取った熱延鋼板を５００℃以上の温度で焼き戻しをすることを試みた。その結果、変態の際に導入された転位が回復し、熱延鋼板は全伸び１０％以上の優れた特性を示した。ただし、低温変態組織の焼き戻しは強度の低下を招く。そこで本発明者らは、５５０℃以上にて析出するＴｉ及びＮｂなどの合金元素を鋼板に含有させることで、析出強化を鋼板に生じさせ、全伸び及び強度の両方を高めることができた。
　ただし、焼き戻し前の熱延鋼板の表面が、仕上げ圧延時のスケールのデスケーリングむらなどに起因した粗さのむらを有していると、焼き戻しの昇温過程で粗さのむらが放射率のむらの原因となり、位置ごとに加熱温度が異なってしまう可能性があることがわかった。このように生じた温度ばらつきは、析出物密度のばらつきの原因となり、結果的に材質不安定化の原因となった。
　そこで、本発明者らは更に鋭意検討を重ね、熱間圧延時の温度、鋼板成分、デスケーリング方法を適正にコントロールすることで、焼き戻し前の熱延鋼板の表面粗さを抑制し、これに起因した焼き戻し工程での温度ばらつきを低減し、材質安定性に優れた高強度鋼板を得られる方法を発明した。
　以下に、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
　本実施形態に係る高強度鋼板１において、図１及び図２に示される圧延方向ＲＤ、板厚方向ＴＤ、及び板幅方向ＷＤは以下の通り定義される。圧延方向ＲＤとは、圧延時に圧延ロールによって鋼板が移動する方向を意味する。板厚方向ＴＤとは、鋼板の圧延面１１に垂直な方向である。板幅方向ＷＤとは、圧延方向ＲＤ及び板厚方向ＴＤに垂直な方向である。なお、圧延方向ＲＤは、鋼板の結晶粒の延伸方向に基づいて容易に特定することができる。従って、圧延後の素材鋼板から切り出された鋼板においても、圧延方向ＲＤは特定可能である。
　本実施形態に係る高強度鋼板においては、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率が規定される。これら金属組織の面積率は、圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２において測定される（図１参照）。以下、圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２を、単に圧延方向ＲＤに平行な断面と記載する場合がある。詳細な金属組織の評価方法は後述される。
　本実施形態に係る高強度鋼板においては、直径が１０ｎｍ以下であり、かつ、ＴｉとＮｂとの少なくとも一方を含有する析出物（Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物）の個数密度の標準偏差が規定される。Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度は、圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２の板厚１／４位置１２１において測定される（図２参照）。圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２を、板幅方向ＷＤに沿って５０ｍｍおきに１０面作成し、これらの面において測定された１０の個数密度の標準偏差が、本実施形態に係るＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差とみなされる。
　なお、板厚１／４位置とは、鋼板１の圧延面１１から、鋼板１の厚さの１／４の深さの位置である。図１及び図２においては、鋼板１の上側の圧延面１１から鋼板１の厚さの１／４の深さの位置のみを、板厚１／４位置として示している。しかし当然のことながら、鋼板１の下側の圧延面１１から鋼板１の厚さの１／４の深さの位置も、板厚１／４位置として取り扱うことができる。また、図２においては、１０面の個数密度測定面のうち一部のみを図示している。さらに、図２は個数密度の測定箇所を概念的に示すものにすぎず、所定の要件を満たす限り、図２に記載の如く個数密度の測定面を形成する必要はない。Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差の詳細な評価方法は後述される。
　［高強度鋼板］
　本実施形態に係る高強度鋼板は、化学成分として、質量％で、
　　Ｃ：０．０３０～０．２８０％、
　　Ｓｉ：０．０５～２．５０％、
　　Ｍｎ：１．００～４．００％、
　　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
　　Ｐ：０．１００％以下、
　　Ｓ：０．０２００％以下、
　　Ｎ：０．０１０００％以下、
　　Ｏ：０．０１００％以下、
　　Ｔｉ：０～０．２０％、
　　Ｎｂ：０～０．２０％、
　　ＴｉとＮｂの合計：０．０４～０．４０％、
　　Ｂ：０～０．０１０％、
　　Ｖ：０～１．０００％、
　　Ｃｒ：０～１．０００％、
　　Ｍｏ：０～１．０００％、
　　Ｃｕ：０～１．０００％、
　　Ｃｏ：０～１．０００％、
　　Ｗ：０～１．０００％、
　　Ｎｉ：０～１．０００％、
　　Ｃａ：０～０．０１００％、
　　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　　ＲＥＭ：０～０．０１００％、
　　Ｚｒ：０～０．０１００％、及び
　　残部：Ｆｅ及び不純物
を含み、
　金属組織における焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率が８０％以上であり、
　圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面の板厚１／４位置において、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で、直径が１０ｎｍ以下であり、かつ、ＴｉとＮｂとの少なくとも一方を含有する析出物の個数密度を測定したとき、前記個数密度の標準偏差が５×１０１０個／ｍｍ３未満であり、
　引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
１．化学成分
　以下、本実施形態に係る高強度鋼板の成分組成について詳細に説明する。本実施形態に係る高強度鋼板は、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（Ｃ：０．０３０％以上０．２８０％以下）
　Ｃは鋼板強度を確保する上で重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満では、引張強度７８０ＭＰａ以上を確保することができない。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以上とし、好ましくは０．０５０％以上、０．１００％以上、又は０．１２０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が、０．２８０％超になると、溶接性が悪くなるので、上限を０．２８０％とする。好ましくは、Ｃ含有量が０．２５０％以下、又は０．２００％以下、さらに好ましくは、０．１５０％以下、０．１４０％以下、０．１３０％以下、又は０．１２０％以下である。
（Ｓｉ：０．０５％以上２．５０％以下）
　Ｓｉは、固溶強化により材料強度を高めることができる重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、降伏強度が低下するため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは、０．１０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上、１．００％以上、又は１．２０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．５０％超では、表面性状劣化を引き起こすため、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下、１．５０％以下、又は１．３０％以下である。
（Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下）
　Ｍｎは、鋼板の機械的強度を高める上で有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。したがって、Ｍｎ含有量は、１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは１．８０％以上、２．００％以上、又は２．２０％以上である。
　一方、Ｍｎを過剰に添加すると、Ｍｎ偏析によって組織が不均一になり、曲げ加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは、３．００％以下、より好ましくは、２．８０％以下、２．６０％以下、又は２．５０％以下とする。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下）
　Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が、０．００１％未満では、十分に脱酸できないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。但し、脱酸が十分に必要な場合、０．０１０％以上の添加がより望ましい。さらに望ましくは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０２０％以上、０．０３０％以上、又は０．０５０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．５００％以下であり、より好ましくは１．０００％以下であり、最も好ましくは０．０９０％以下、０．０８０％以下、又は０．０７０％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Ａｌを意味する。
（ＴｉとＮｂの合計：０．０４％以上０．４０％以下）
　本発明においてＴｉおよびＮｂは、熱延鋼板を焼き戻した際に析出物として強度に寄与するため重要な元素である。この効果を得るためにＴｉとＮｂとは合計で０．０４％以上必要である。ＴｉとＮｂとが合計で０．０４％未満では十分な強度が得られない。ＴｉとＮｂとは合計で０．０８％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上、０．１２％以上、又は０．１５％以上である。一方、ＴｉおよびＮｂを過剰に添加すると、熱間圧延時の再結晶を抑制し、特定の結晶方位の集合組織が発達することで、自動車用鋼板の成形性の指標の一つである穴広げ性が劣化する。そのため、ＴｉとＮｂとは合計で０．４０％以下である必要がある。ＴｉとＮｂとは合計で０．３５％以下が好ましく、より好ましくは０．３２％以下、０．３０％以下、又は０．２５％以下である。
（Ｔｉ：０．２０％以下）
　上記の通り、Ｔｉを過剰に添加すると、熱間圧延時の再結晶を抑制し、特定の結晶方位の集合組織が発達することで、自動車用鋼板の成形性の指標の一つである穴広げ性が劣化する。そのため、Ｔｉの含有量は０．２０％以下である必要がある。Ｔｉ含有量を０．１８％以下、０．１５％以下、又は０．１０％以下としてもよい。Ｔｉ単独での含有量の下限は特に限定されず、上述のＴｉとＮｂとの合計含有量の観点からＴｉの含有量の下限が定められる。従ってＴｉ含有量が０％であってもよい。しかしながら、例えばＴｉ含有量を０．０１％以上、０．０２％以上、又は０．０５％以上と規定してもよい。
（Ｎｂ：０．２０％以下）
　上記の通り、Ｎｂを過剰に添加すると、熱間圧延時の再結晶を抑制し、特定の結晶方位の集合組織が発達することで、自動車用鋼板の成形性の指標の一つである穴広げ性が劣化する。そのため、Ｎｂの含有量は０．２０％以下である必要がある。Ｎｂ含有量を０．１８％以下、０．１５％以下、又は０．１０％以下としてもよい。Ｎｂ単独での含有量の下限は特に限定されず、上述のＴｉとＮｂとの合計含有量の観点からＮｂの含有量の下限が定められる。従ってＮｂ含有量が０％であってもよい。しかしながら、例えばＮｂ含有量を０．０１％以上、０．０２％以上、又は０．０５％以上と規定してもよい。
　本実施形態に係る高強度鋼板は、化学成分として、不純物を含有する。なお、「不純物」とは、例えば鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するもの等を指す。不純物とは、例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の元素を意味する。これらの不純物は、本実施形態の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が０％でもよい。
（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、一般には鋼に含有される不純物であるが、引張強度を高める作用を有するので、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．１００％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下に制限する。Ｐ含有量は好ましくは０．０８０％以下、０．０７０％以下、又は０．０５０％以下に制限する。
　Ｐ含有量の下限値は特に定められないが、上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｐ含有量を０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００５％以上にしてもよい。
（Ｓ：０．０２００％以下）
　Ｓは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０２００％超では、溶接性の低下が著しくなると共に、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下に制限する。Ｓ含有量は好ましくは０．０１００％以下、さらに好ましくは０．００８０％以下、０．００７０％以下、又は０．００５０％以下に制限する。
　Ｓ含有量の下限値は特に定められないが、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は、０．００１０％以上、０．００１５％以上、又は０．００２０％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１０００％以下）
　Ｎは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１０００％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０００％以下に制限し、好ましくは０．００９００％以下、０．００７００％以下、又は０．００５００％以下としてもよい。Ｎ含有量の下限値は特に限定されないが、例えばＮ含有量を０．００００５％以上、０．０００１０％以上、又は０．０００２０％以上としてもよい。
（Ｏ：０．０１００％以下）
　Ｏは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｏ含有量が０．０１００％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下に制限し、好ましくは０．００９０％以下、０．００７０％以下、又は０．００５０％以下である。Ｏ含有量の下限値は特に限定されないが、例えばＯ含有量を０．０００５％以上、０．０００８％以上、又は０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る高強度鋼板は、上記で説明した基本元素および不純物に加えて、選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒを含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
（Ｂ：０％以上０．０１０％以下）
　Ｂは粒界に偏析して、粒界強度を向上させることで、打ち抜き時の打ち抜き断面の荒れを抑制することができる。したがって、Ｂを含有させてもよい。Ｂ含有量が０．０１０％を超えても、上記効果は飽和して、経済的に不利になるので、Ｂ含有量の上限は０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．００５％以下、より好ましくは、０．００３％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。
（Ｖ：０％以上１．０００％以下）
（Ｃｒ：０％以上１．０００％以下）
（Ｍｏ：０％以上１．０００％以下）
（Ｃｕ：０％以上１．０００％以下）
（Ｃｏ：０％以上１．０００％以下）
（Ｗ：０％以上１．０００％以下）
（Ｎｉ：０％以上１．０００％以下）
　Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉは、いずれも強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についても、それぞれ１．０００％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和し易く、経済的に不利となる場合がある。したがって、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量、Ｃｏ含有量、Ｗ含有量、およびＮｉ含有量は、それぞれ１．０％以下、又は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量、Ｃｏ含有量、Ｗ含有量、およびＮｉ含有量それぞれの上限値を０．５００％以下、０．３００％以下、又は０．１００％以下としてもよい。
　なお、上記作用による効果をより確実に得るには、
Ｖ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｃｒ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｍｏ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｃｕ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｃｏ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、
Ｗ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上、及び
Ｎｉ：０．００５％以上、０．００８％以上、又は０．０１０％以上
のうち、少なくとも１種を含有していることが好ましい。
（Ｃａ：０％以上０．０１００％以下）
（Ｍｇ：０％以上０．０１００％以下）
（ＲＥＭ：０％以上０．０１００％以下）
（Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下）
　Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，Ｚｒは、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についてもそれぞれ０．０１００％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ０．０１％以下、又は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒそれぞれの含有量の上限を、０．００８０％、０．００５０％、又は０．００３０％としてもよい。なお、上記作用による効果をより確実に得るためには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０．０００３％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上とすることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
　なお、本実施形態に係る高強度鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１００％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
　上記した鋼成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　２．金属組織
　本実施形態に係る高強度鋼板では、金属組織における焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率が８０％以上である。
（ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計面積率が８０％以上）
　本発明では、熱延鋼板巻き取り時にコイル内での冷却速度の違いに起因した組織および特性ばらつきをできるだけ低減するために、例えば熱間圧延後の冷却帯で５００℃以下の温度まで冷却することなどにより、組織の８０％以上を低温変態組織であるベイナイトとマルテンサイトとすることが重要である。マルテンサイトは、その後の焼き戻し工程において焼き戻しマルテンサイトとなる。そのため、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計面積率が全体の８０％以上とする。当該合計面積率が８０％未満の場合には、材質ばらつきが大きくなるため好ましくない。ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計面積率を８５％以上、９０％以上、又は９５％以上としてもよい。ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計面積率の上限を規定する必要はなく、例えばベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計面積率を１００％としてもよい。一方、フェライトなどが、金属組織の残部として鋼板に含まれてもよい。従って、例えばベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計面積率を９８％以下、９５％以下、又は９２％以下としてもよい。
　本発明における金属組織の残部はフェライト、パーライト、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトを有していてもよい。
　金属組織の測定方法
　以下の方法によりこれらの金属組織の同定、存在位置の確認及び面積分率の測定を行う。
　まず、ナイタール試薬及び特開昭５９－２１９４７３号公報に開示の試薬を用いて、圧延方向に平行な断面（即ち、圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面）を腐食する。断面の腐食について、具体的には、１００ｍｌのエタノールに１～５ｇのピクリン酸を溶解した溶液をＡ液とし、１００ｍｌの水に１～２５ｇのチオ硫酸ナトリウムおよび１～５ｇのクエン酸を溶解した溶液をＢ液とし、Ａ液とＢ液とを１：１の割合で混合して混合液とし、この混合液の全量に対して１．５～４％の割合の硝酸を更に添加して混合した液を前処理液とする。また、２％ナイタール液に、２％ナイタール液の全量に対して１０％の割合の上記前処理液を添加して混合した液を後処理液とする。圧延方向に平行な断面（即ち、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面）を上記前処理液に３～１５秒浸漬し、アルコールで洗浄して乾燥した後、上記後処理液に３～２０秒浸漬した後、水洗し、乾燥することで、上記断面を腐食する。
　次に、図１に示されるように、鋼板１の表面（圧延面１１）から板厚の１／４深さ且つ板幅方向ＷＤの中央の位置において、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００～１０００００倍で、４０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域観察することによって、上記金属組織の同定、存在位置の確認、及び、面積分率の測定を行う。なお、測定対象が、製造後に特段の機械加工を受けていない鋼板（換言すると、コイルから切り出されていない鋼板）である場合でも、コイルから切り出された鋼板であっても、板幅方向中央位置とは、板幅方向ＷＤで見た鋼板１両端から実質的に等距離にある位置のことである。
　なお、上述の測定方法により下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトとを区別することは困難である。そのため、本実施形態では両者を区別する必要はない。すなわち、「ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の合計の面積分率は、「上部ベイナイト」および「下部ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイト」の面積分率を測定することで得る。上部ベイナイトは、ラスの集合体であり、ラス間に炭化物を含む組織である。下部ベイナイトは、内部に長径５ｎｍ以上かつ同一方向に伸長した鉄系炭化物を含む組織である。焼き戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上かつ異なる方向に伸長した鉄系炭化物を含む組織である。
（圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面の板厚１／４位置において、板厚方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で、直径が１０ｎｍ以下、かつ、ＴｉとＮｂとの少なくとも一方を含有する析出物の個数密度を測定したとき、当該個数密度の標準偏差が５×１０１０個／ｍｍ３未満）
　本発明において、ＴｉとＮｂとの少なくとも一方を含有する析出物（以下、Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物と呼称する）は、伸び及び曲げ性を確保しながら強度を担保するために重要である。一般に、鋼板の強度と、鋼板の伸び及び曲げ性とは反比例する傾向にある。しかしながら、Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物を用いることで、伸び及び曲げ性を損なうことなく、鋼板の強度を高めることができる。
　一方で、Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の析出量によって強度や伸びが変化するため、Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の析出量が板幅方向（即ち、圧延方向に垂直な方向）に均一に分布していることは重要である。Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差が５×１０１０個／ｍｍ３以上であると、機械特性がばらつく原因となり、材質安定性が得られない。そのため、Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差を５×１０１０個／ｍｍ３未満とし、好ましくは４×１０１０個／ｍｍ３未満又は３×１０１０個／ｍｍ３未満である。
　なお、化学成分及びＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差が上述の範囲内である限り、伸び及び曲げ性を確保するために適切な量のＴｉ／Ｎｂ含有析出物が得られると推定されるので、Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度自体の上下限値を特に限定する必要はない。一方、Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度を３．５×１０１０個／ｍｍ３以上、３．８×１０１０個／ｍｍ３以上、又は４．０×１０１０個／ｍｍ３以上と規定してもよい。
　Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差は以下の方法で測定する。
　特開２００４－３１７２０３号公報に記載の方法に従って作製されたレプリカ試料を、図２に示される、圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２の板厚１／４位置１２１において採取し、透過型電子顕微鏡を用いて観察する。視野は５００００倍の倍率とし、３視野で、（長径×短径）の平方根として求められた値（円相当直径の近似値）が１０ｎｍ以下のＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数をカウントする。そして、カウントしたＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数を電解した試料の体積で除することによって、合計析出物密度を算出する。なお、円相当直径が１０ｎｍ超の析出物は、析出強化への寄与が小さく、本発明において得られる特性に対して大きく影響を与えるものではない。そのため、円相当直径が１０ｎｍ超の析出物の個数密度についての限定はしない。
　このレプリカ試料を、板幅方向ＷＤに沿って５０ｍｍおきに１０か所（図２参照）において採取し、各試料におけるＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度を求める。そして、１０種類のレプリカ試料それぞれにおけるＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の平均値を、鋼板のＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度とみなす。また、１０種類のレプリカ試料それぞれにおけるＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差を、鋼板のＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差とみなす。
　なお、測定対象となる鋼板の板幅方向に沿った大きさが十分に大きいときは、Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差の測定箇所は、板幅方向に沿った１直線上に配置するとよい。一方、測定対象となる鋼板の板幅方向に沿った大きさが４５０ｍｍに満たないときは、Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差の測定箇所は、板幅方向に沿った２本以上の直線上に配置するとよい。Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度以外の特性（例えば表面粗さ等）の板幅方向の標準偏差の測定の際にも、上述のように測定箇所を配置することができる。
３．表面粗さＲａの標準偏差
（板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定した表面粗さＲａの標準偏差が、好ましくは１．０μｍ以下）
　化学成分、金属組織、及び後述する引張強度が所定の範囲内である限り、本実施形態に係る鋼板は特に限定されない。一方、板幅方向（即ち、圧延方向に垂直な方向）に沿って５０ｍｍおきに１０か所で圧延面１１の表面粗さＲａを測定したとき、表面粗さＲａの標準偏差を１．０μｍ以下としてもよい。表面粗さＲａのばらつきを抑制することにより、曲げ加工性のばらつきを抑制し、材質安定性を一層高めることができる。そのため、当該標準偏差を１．０μｍ以下とすることが好ましい。ただし、鋼板の表面粗さは追加工によって自在に変更することができる。例えば、後述する好ましい製造方法によって材質安定性に優れた高強度鋼板を製造した後に、この高強度鋼板にヘアライン加工などの表面粗さを変更する加工をしてもよい。この観点からも、表面粗さＲａの標準偏差を上述の範囲内とすることは必須ではない。
　なお、表面粗さＲａは接触式粗さ計（Ｍｉｔｕｔｏｙｏ製サーフテストＳＪ－５００）を用いて、各測定位置において、板幅方向に５ｍｍの長さにわたって粗さ曲線を取得し、ＪＩＳ　Ｂ０６０１：２００１に記載の方法で算術平均粗さＲａを求める。このようにして求めた各測定位置での算術平均粗さＲａの値を用いて、表面粗さＲａの標準偏差を求める。
　また、鋼板の表面にめっき、及び塗装などの表面処理皮膜が配されている場合、「鋼板の表面粗さＲａ」とは、鋼板から表面処理皮膜を除去した後に測定される表面粗さを意味する。即ち、鋼板の表面粗さＲａとは、地鉄の表面粗さである。表面処理皮膜を除去する方法は、地鉄の表面粗さに影響を及ぼさない範囲内で、表面処理皮膜の種類に応じて適宜選択することができる。例えば、表面処理皮膜が亜鉛めっきである場合、インヒビターを添加した希塩酸を用いて亜鉛めっき層を溶解させればよい。これにより、亜鉛めっき層のみを鋼板から剥離させることができる。インヒビターとは、地鉄の過溶解防止による粗さの変化を抑制するために使用する添加剤である。例えば、１０～１００倍に希釈した塩酸に、０．６ｇ／Ｌの濃度になるよう朝日化学工業株式会社製の塩酸酸洗用腐食抑制剤「イビットＮｏ．７００ＢＫ」を添加したものを、亜鉛めっき層の剥離手段として用いることができる。
４．機械特性
（引張強度ＴＳ：７８０ＭＰａ以上）
　本実施形態に係る高強度鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度として、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有する。鋼板の引張強度が８００ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以上、又は１０００ＭＰａ以上であってもよい。一方、本実施形態の構成で１４７０ＭＰａ超とすることは困難であると推定される。そのため、引張強度の上限は特に定める必要はないが、本実施形態において実質的な引張強度の上限を１４７０ＭＰａとすることができる。また、鋼板の引張強度を１４００ＭＰａ以下、１３００ＭＰａ以下、又は１２００ＭＰａ以下としてもよい。
　なお、引張試験はＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、以下の手順で行えばよい。高強度鋼板の、板幅方向に５０ｍｍ間隔の１０か所の位置から、ＪＩＳ５号試験片を採取する。ここで、鋼板の板幅方向と、試験片の長手方向とが一致するようにする。また、各試験片の採取位置が干渉しないように、各試験片を鋼板の圧延方向にずらした位置で採取する。これら試験片に、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求め、これらの平均値を算出する。この平均値を、高強度鋼板の引張強さとみなす。
　また、本実施形態に係る高強度鋼板は、成形性の指標として伸び、穴広げ性、それぞれ以下の特性を有してもよい。これらの機械特性は、上述した本実施形態に係る高強度鋼板の諸特性によって得られるものである。
（全伸びＥＬ：１０％以上）
　本実施形態に係る高強度鋼板は、成形性の指標として、全伸びを９％、又は１０％以上有してもよい。一方、本実施形態の構成で全伸びを３５％超とすることは困難である。そのため、実質的な全伸びの上限は３５％としてもよい。
（限界曲げＲ／ｔ（曲げ性）：２．０以下）
　本実施形態に係る高強度鋼板は、曲げ性の指標として限界曲げＲ（ｍｍ）を板厚ｔ（ｍｍ）で除した値Ｒ／ｔを用いた場合、２．０以下のＲ／ｔを有してもよい。一方、本実施形態の構成で曲げ性の指標Ｒ／ｔを０．１以下とすることは困難である。そのため、実質的な曲げ性の指標Ｒ／ｔの下限値を０．１としてもよい。
　限界曲げＲは、種々の曲げ半径を適用した曲げ試験を繰り返し実施することによって求められる。曲げ試験では、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２００６）（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工を行う。曲げ半径（正確には、曲げの内側半径）は、０．５ｍｍピッチで変更する。曲げ試験における曲げ半径が小さいほど、鋼板に裂けきず及びその他の欠点が生じやすくなる。この試験において求められた、鋼板に裂けきず及びその他の欠点を生じさせない最小の曲げを限界曲げＲとみなす。そして、この限界曲げＲを鋼板の厚さｔで割った値を、曲げ性を評価する指標Ｒ／ｔとして用いる。
　本実施形態に係る高強度鋼板は、材質が安定していることの指標として、板幅方向（即ち、圧延方向に直角な方向）に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定された引張試験結果において、ＴＳの標準偏差５０ＭＰａ以下、及びＥＬの標準偏差１％以下であってもよい。ＴＳ標準偏差及びＥＬ標準偏差を求める方法は、上述した、引張強さの平均値を求めるための引張試験方法と同一とする。上述の方法による１０回の引張試験の結果の標準偏差を求めることにより、ＴＳ標準偏差及びＥＬ標準偏差が得られる。
　また、本実施形態に係る高強度鋼板では、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定されたＲ／ｔ（限界曲げＲ（ｍｍ）、板厚ｔ（ｍｍ））の標準偏差を０．２以下としてもよい。
５．製造方法
　次に、本実施形態に係る高強度鋼板の好ましい製造方法の一例について説明する。ただし、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法は特に限定されないことに留意されたい。上述の要件を満たす鋼板は、その製造方法に関わらず、全て本実施形態に係る鋼板であるとみなされる。
　熱間圧延に先行する製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、鋳造スラブを一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱間圧延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
　鋳造したスラブに、加熱工程を施す。この加熱工程では、スラブを１１００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱後、３０分以上保持する。ＴｉやＮｂが添加されている場合には１２００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱後、３０分以上保持する。加熱温度が１２００℃未満では、析出物元素であるＴｉ，Ｎｂが十分に溶解しないので、後の熱間圧延時に十分な析出強化が得られない上、粗大な炭化物として残存することで、成形性を劣化させるため好ましくない。したがって、Ｔｉ、Ｎｂが含まれている場合にはスラブの加熱温度は１２００℃以上とする。一方、加熱温度１３５０℃超では、スケール生成量が増大し、歩留りが低下するため、加熱温度は１３５０℃以下とする。加熱保持時間は、Ｔｉ、Ｎｂを十分に溶解させるため、３０分以上とすることが好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために加熱保持時間を１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。
　次に、加熱されたスラブを粗圧延して、粗圧延板とする粗圧延工程を施す。
　粗圧延は、スラブを所望の寸法形状にすればよく、その条件は特に限定しない。なお、粗圧延板の厚さは、仕上げ圧延工程における、圧延開始時から圧延完了時までの熱延鋼板先端から尾端までの温度低下量に影響を及ぼすため、これを考慮して決定することが好ましい。
　粗圧延板に、仕上げ圧延を施す。この仕上圧延工程では、多段仕上げ圧延を行う。本実施形態では、下記式（１）を満たす条件にて８５０℃～１２００℃の温度域で仕上げ圧延を行う。
　Ｋ’／Ｓｉ＊≧２．５０・・・（１）
　ここで、Ｓｉ≧０．３５のときはＳｉ＊＝１４０√Ｓｉとし、Ｓｉ＜０．３５のときはＳｉ＊＝８０とする。なお、Ｓｉは鋼板のＳｉ含有量（質量％）を表す。
　また、上記式（１）におけるＫ’は下記式（２）で表される。
　Ｋ’＝Ｄ×（ＤＴ－９３０）×１．５＋Σ（（ＦＴｎ－９３０）×Ｓｎ）・・・（２）
　ここで、Ｄは仕上げ圧延開始前の水圧デスケーリングの時間当たりの吹き付け量（ｍ３／ｍｉｎ）、ＤＴは仕上げ圧延開始前の水圧デスケーリングを行う際の鋼板温度（℃）、ＦＴｎは仕上げ圧延のｎ段目における鋼板温度（℃）、Ｓｎは仕上げ圧延のｎ－１段目とｎ段目の間に水をスプレー上に鋼板に吹き付けるときの時間当たりの吹き付け量（ｍ３／ｍｉｎ）である。
　Ｓｉ＊はスケール起因の凹凸の生じやすさを示す鋼板成分に関するパラメータである。鋼板成分のＳｉ量が多いと、熱間圧延時に表層に生成するスケールは、比較的デスケーリングされやすく鋼板に凹凸を作りにくいウスタイト（ＦｅＯ）から、鋼板に根を張るように成長して凹凸を作りやすいファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）に変化する。そのため、Ｓｉ量は大きいほど、すなわちＳｉ＊は大きいほど表層の凹凸が形成しやすい。ここで、Ｓｉ添加による表層の凹凸の形成しやすさはＳｉを０．３５質量％以上添加した時に特に効果が顕著になる。そのため０．３５質量％以上の添加時にはＳｉ＊はＳｉの関数となるが、０．３５質量％以下では定数となる。
　Ｋ’は凹凸の形成しにくさを示す製造条件のパラメータである。上記式（２）の第１項目は、凹凸の形成を抑制するためには仕上げ圧延開始前に水圧デスケーリングを行う際、水圧デスケーリングの時間当たりの吹き付け量が多いほど、鋼板温度が高いほどデスケーリングの観点で効果的なことを示す。仕上げ圧延開始前に複数のデスケーリングを行う際は、最も仕上げ圧延に近いデスケーリングの値を用いる。
　上記式（２）の第２項目は、仕上げ前のデスケーリングで剥離しきれなかったスケールや、仕上げ圧延中に再度形成したスケールを、仕上げ圧延中にデスケーリングする上での効果を示す項であり、高い温度において、多量の水をスプレー上に鋼板に吹き付けることでよりデスケーリングしやすくなることを示す。
　凹凸の形成しにくさを示す製造条件のパラメータＫ’とスケール傷部の形成しやすさを示す鋼板成分に関するパラメータＳｉ＊の比が２．５０以上であれば、凹凸を十分に抑制でき、焼き戻し時の温度ばらつきを抑制することができる。そのため、Ｋ’／Ｓｉ＊を２．５０以上とし、好ましくは３．００以上であり、より好ましくは３．５０以上である。
　なお、本発明において好ましい形態である、板幅方向（即ち、圧延方向に直角な方向）に沿って５０ｍｍおきに１０か所で測定した表面粗さＲａの標準偏差を０．５μｍ以下にするためには、Ｋ’／Ｓｉ＊≧３．００であることが好ましい。
　仕上げ圧延に続いて、平均冷却速度５０℃／ｓ以上で冷却を行い、巻き取り温度４５０℃以下で巻き取る。これは、前述した通り、低温変態組織であるベイナイトおよびマルテンサイトを主な組織とすることで、巻き取り後の温度履歴に起因した特性のばらつきを抑制するためである。ここで、平均冷却速度とは、冷却開始時と巻き取り前の温度の差をその時間で除した値である。平均冷却速度が５０℃／ｓ未満では、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計面積率を全体の８０％以上とすることが困難になる。
　巻き取り温度４５０℃超では、同様にベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計面積率を全体の８０％以上とすることが困難となる。この観点から、巻き取り温度を４５０℃以下とし、好ましくは４００℃以下、更に好ましくは２００℃以下である。また、巻き取り温度を４５０℃以下とすることは、巻き取り後に鋼板表面で内部酸化物が形成され、表層の粗さが大きくなることを抑制する効果もある。
　このようにして製造した高強度鋼板に、鋼板表面の酸化物を除去する目的で酸洗を施す。酸洗処理は、例えば、３～１０％濃度の塩酸に８５℃～９８℃の温度で２０秒～１００秒で行えばよい。
　また、製造した熱延鋼板に圧下率２０％以下の軽圧下を施してもよい。軽圧下は焼き戻し時の析出物の析出サイトとなる転位を導入する狙いがあり、実施すると強度が得やすくなることに加え、形状矯正の効果があるため好ましい。軽圧下は酸洗工程の前に実施しても良いし、後に実施してもよい。酸洗工程後に軽圧下を行うと、表層の粗さをより低減できる効果がある。なお、本発明において好ましい形態である、板幅方向（即ち、圧延方向に直角な方向）に沿って５０ｍｍおきに１０か所で表面粗さＲａを測定したとき、表面粗さＲａの標準偏差を０．５μｍ以下とするためには、酸洗工程後に軽圧下を行う必要がある。
　得られた鋼板を５５０℃～７５０℃で１０秒～１０００秒の焼き戻し（加熱）を行う。焼き戻しは、低温変態組織の転位を回復させて伸びを向上させる目的とともに、ＴｉやＮｂを含む析出物を析出させ、強度を得る目的も有する。
　焼き戻し温度が５５０℃未満では伸びを十分に担保することができず、また、強度も担保できないため好ましくない。焼き戻し温度が７５０℃超で加熱を行うと、析出物が粗大化して、強度を担保することができないため好ましくない。そのため、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法では、焼き戻し温度を５５０℃～７５０℃とする。
　加熱時間が１０秒未満では伸びを十分に担保することができず、また、強度も担保できないため好ましくない。加熱時間が１０００秒超で加熱を行うと、転位の回復による伸びの向上と析出による強度の向上の効果は飽和するため、生産性を考慮して１０００秒以内とする。そのため、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法では、焼き戻し時間を１０秒～１０００秒とする。
　加熱後に溶融亜鉛めっきを施してもよいし、合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。本特許の技術を用いて表面の粗さを低減していることで、溶融亜鉛めっきの濡れ性が向上し、均一なめっきを付与できる効果も得られる。
　上述の製造方法により、本実施形態に係る高強度鋼板を製造することができる。
　以下に本発明に係る高強度鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の実施例は本発明の高強度鋼板の例であり、本発明の高強度鋼板は以下の態様に限定されるものではない。以下に記載する実施例での条件は、本発明の実施可能性及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、これらの一条件例に制限されない。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、種々の条件を採用することができる。
　表１に示す化学成分の鋼を鋳造し、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却した後に再加熱し、１２００℃～１３５０℃の温度範囲に加熱し、その後、１１００℃以上の温度でスラブを粗圧延して粗圧延板を作製した。なお、表１において、発明範囲外の値には下線を付した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　粗圧延板に対して、表２及び表３に記載の条件で全段７段からなる多段仕上げ圧延を施した。
　その後、表４及び表５に記載の各条件で仕上げ圧延後の冷却及び巻き取りを施した。
　その後、全条件に対して酸洗を行ったが、一部の条件については酸洗の前または後工程で軽圧下を実施した。その後、加熱速度３０℃／ｓ～１５０℃／ｓの速度で焼き戻し温度まで昇温し、表４及び表５に記載の焼き戻し温度、時間で焼き戻しを行った。その後、一部の条件は合金化溶融亜鉛めっきや溶融亜鉛めっきを施した。めっき工程においては、鋼板は４００℃～５２０℃の温度域にあった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　得られた高強度鋼板に対して、次の方法で金属組織を観察した。
　まず、ナイタール試薬及び特開昭５９－２１９４７３号公報に開示の試薬を用いて、圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面を腐食した。断面の腐食について、具体的には、１００ｍｌのエタノールに１～５ｇのピクリン酸を溶解した溶液をＡ液とし、１００ｍｌの水に１～２５ｇのチオ硫酸ナトリウムおよび１～５ｇのクエン酸を溶解した溶液をＢ液とし、Ａ液とＢ液とを１：１の割合で混合して混合液とし、この混合液の全量に対して１．５～４％の割合の硝酸を更に添加して混合した液を前処理液とした。また、２％ナイタール液に、２％ナイタール液の全量に対して１０％の割合の上記前処理液を添加して混合した液を後処理液とした。圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面を上記前処理液に３～１５秒浸漬し、アルコールで洗浄して乾燥した後、上記後処理液に３～２０秒浸漬した後、水洗し、乾燥することで、上記断面を腐食した。
　次に、鋼板表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置において、走査型電子顕微鏡を用いて倍率１０００～１０００００倍で、４０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域観察することによって、金属組織の同定、存在位置の確認、及び、面積分率の測定を行った。
　なお、「ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の合計の面積分率は、「上部ベイナイト」および「下部ベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイト」の面積分率を測定することで得た。
　Ｔｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度及びその標準偏差は以下の方法で測定する。
　特開２００４－３１７２０３号公報に記載の方法に従って作製されたレプリカ試料を、図２に示される、圧延方向ＲＤに平行且つ圧延面１１に垂直な断面１２の板厚１／４位置１２１において採取し、透過型電子顕微鏡を用いて観察した。視野は５００００倍の倍率とし、３視野で、（長径×短径）の平方根として求められた値（円相当直径の近似値）が１０ｎｍ以下のＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数をカウントした。そして、カウントした個数を電解した体積で除することによって、合計析出物密度を算出した。
　このレプリカ試料を、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所において採取し、各試料におけるＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度を求めた。そして、１０種類のレプリカ試料それぞれにおけるＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の平均値を、鋼板のＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度とみなした。また、１０種類のレプリカ試料それぞれにおけるＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差を、鋼板のＴｉ／Ｎｂ含有析出物の個数密度の標準偏差とみなした。
　圧延方向に垂直な方向に５０ｍｍ間隔で１０か所の位置で測定される表面粗さＲａの標準偏差は、以下の手順で求めた。接触式粗さ計（Ｍｉｔｕｔｏｙｏ製サーフテストＳＪ－５００）を用いて、各測定位置において、圧延垂直方向に５ｍｍの長さにわたって粗さ曲線を取得し、ＪＩＳ　Ｂ０６０１：２００１に記載の方法で算術平均粗さＲａを求めた。このようにして求めた各測定位置での算術平均粗さＲａの値を用いて、表面粗さＲａの標準偏差を求めた。
　引張強度は、高強度鋼板から、圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強さＴＳ（ＭＰａ）、突合せ伸び（全伸び）ＥＬ（％）を求めた。採取は、鋼板の、板幅方向に５０ｍｍ間隔の１０か所の位置から行った。１０の試験片の引張強さの平均値を鋼板の引張強さＴＳとみなし、ＴＳ≧７８０ＭＰａを満たした場合、高強度熱延鋼板であるとして合格とした。
　また、鋼板の、板幅方向に５０ｍｍ間隔の１０か所の位置におけるＴＳ及びＥＬの標準偏差を求めた。ＴＳの標準偏差が５０ＭＰａ以下であり、且つＥＬの標準偏差が１％以下である鋼板を、材質安定性に優れた鋼板と判定した。
　曲げ試験はＪＩＳ　Ｚ２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工を行い、曲げＲ（ｍｍ）は０．５ｍｍピッチで試験を行った。
　また、板幅方向（圧延方向に垂直な方向）に５０ｍｍ間隔で１０か所の位置でＲ／ｔを測定し、その標準偏差を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表６及び表７において、発明範囲外の値には下線を付した。表に示すように、本発明の条件を充足する実施例では引張強度、全伸び、曲げ性、引張強度のばらつき及び全伸びのばらつきの全てに優れていた。一方、本発明の条件を少なくとも一つは充足しない比較例では、引張強度（表に記載の「平均引張強度ＴＳ」）、全伸び（表に記載の「平均全伸びＥＬ」）、曲げ性（表に記載の「平均限界曲げＲ／ｔ」）、引張強度のばらつき（表に記載の「ＴＳ標準偏差」）及び全伸びのばらつき（表に記載の「ＥＬ標準偏差」）のうち、少なくとも一つの特性が十分ではなかった。
　具体的には、比較例１及び比較例２では、圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面の板厚１／４位置において測定される、直径が１０ｎｍ以下であり、かつ、ＴｉとＮｂとの少なくとも一方を含有する析出物の個数密度の標準偏差（表に記載の「析出物標準偏差」）が大きかった。そのため、比較例１及び比較例２では、引張強度のばらつき、及び全伸びのばらつきが不良であった。これは、Ｋ’／Ｓｉ＊が不足した条件で比較例１及び比較例２の製造がなされ、熱延終了後の鋼板の表面粗さを小さくすることができなかったからであると考えられる。
　比較例３では、金属組織における焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率が不足し、さらに、析出物標準偏差が大きかった。そのため、比較例３では、ＴＳ標準偏差、及びＥＬ標準偏差が不良であった。これは、仕上圧延後の平均冷却速度が不足した条件で比較例３の製造がなされ、巻き取り後の温度履歴に起因した特性のばらつきが抑制できなかったからであると考えられる。
　比較例４では、金属組織における焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率が不足し、さらに、析出物標準偏差が大きかった。そのため、比較例４では、ＴＳ標準偏差、及びＥＬ標準偏差が不良であった。これは、巻取温度が高すぎる条件で比較例４の製造がなされ、巻き取り後に鋼板表面での内部酸化物の形成、及び表層の粗さの増大を抑制できなかったからであると推定される。
　比較例５では、平均引張強度ＴＳが不足し、平均全伸びＥＬが不足した。これは、焼戻し温度が高すぎる条件で比較例５の製造がなされたからであると考えられる。
　比較例６では、平均引張強度ＴＳが不足し、平均全伸びＥＬが不足した。これは、焼戻し時間が不足した条件で比較例６の製造がなされたからであると考えられる。
　比較例２２では、平均引張強度ＴＳが不足し、平均全伸びＥＬが不足した。これは、焼戻し温度が不足した条件で比較例２２の製造がなされたからであると考えられる。
　比較例４１では、ＴｉとＮｂの合計量が不足し、平均引張強度ＴＳが不足した。これは、比較例４１ではＴｉ／Ｎｂ含有析出物の材料となるＴｉ及びＮｂの量が不足したので、析出強化が生じなかったからであると考えられる。
１　　　高強度鋼板（鋼板）
１１　　圧延面
１２　　圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面
１２１　圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面の板厚１／４位置
ＲＤ　　圧延方向（Ｒｏｌｌｉｎｇ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）
ＴＤ　　板厚方向（Ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）
ＷＤ　　板幅方向（Ｗｉｄｔｈ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）

Claims (4)

  1. 　化学成分として、質量％で、
    　　Ｃ：０．０３０～０．２８０％、
    　　Ｓｉ：０．０５～２．５０％、
    　　Ｍｎ：１．００～４．００％、
    　　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    　　Ｐ：０．１００％以下、
    　　Ｓ：０．０２００％以下、
    　　Ｎ：０．０１０００％以下、
    　　Ｏ：０．０１００％以下、
    　　Ｔｉ：０～０．２０％、
    　　Ｎｂ：０～０．２０％、
    　　ＴｉとＮｂの合計：０．０４～０．４０％、
    　　Ｂ：０～０．０１０％、
    　　Ｖ：０～１．０００％、
    　　Ｃｒ：０～１．０００％、
    　　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　　Ｃｕ：０～１．０００％、
    　　Ｃｏ：０～１．０００％、
    　　Ｗ：０～１．０００％、
    　　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　　ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    　　Ｚｒ：０～０．０１００％、及び
    　　残部：Ｆｅ及び不純物
    を含み、
    　金属組織における焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計面積率が８０％以上であり、
    　圧延方向に平行且つ圧延面に垂直な断面の板厚１／４位置において、板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で、直径が１０ｎｍ以下であり、かつ、ＴｉとＮｂとの少なくとも一方を含有する析出物の個数密度を測定したとき、前記個数密度の標準偏差が５×１０１０個／ｍｍ３未満であり、
    　引張強度が７８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする高強度鋼板。
  2. 　前記板幅方向に沿って５０ｍｍおきに１０か所で表面粗さＲａを測定したとき、前記表面粗さＲａの標準偏差が１．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記化学成分として、質量％で、
    　Ｂ：０．００１％～０．０１０％、
    　Ｖ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｍｏ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｃｏ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｗ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０００％、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１００％、及び
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１００％
    　からなる群から構成される少なくとも１種を含有する
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 　全伸びが１０％以上であり、
    　限界曲げを板厚で割って算出される値Ｒ／ｔが２．０以下である
    ことを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の高強度鋼板。
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