WO2021024748A1 - 高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度薄鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2021024748A1
WO2021024748A1 PCT/JP2020/027730 JP2020027730W WO2021024748A1 WO 2021024748 A1 WO2021024748 A1 WO 2021024748A1 JP 2020027730 W JP2020027730 W JP 2020027730W WO 2021024748 A1 WO2021024748 A1 WO 2021024748A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
mass
temperature
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2020/027730
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
克利 ▲高▼島
横田　毅
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to MX2022001480A priority Critical patent/MX2022001480A/es
Priority to US17/632,566 priority patent/US12195819B2/en
Priority to KR1020227005258A priority patent/KR102682666B1/ko
Priority to JP2020560504A priority patent/JP6874919B1/ja
Priority to CN202080055493.2A priority patent/CN114207170B/zh
Priority to EP20850681.6A priority patent/EP4012055A4/en
Publication of WO2021024748A1 publication Critical patent/WO2021024748A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment 
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • C23G1/081—Iron or steel solutions containing H2SO4
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength thin steel sheet and a method for manufacturing the same, and particularly to a high-strength thin steel sheet suitable as a member of a structural part such as an automobile and a method for manufacturing the same.
  • High-strength steel sheets used for structural parts and reinforcing parts of automobiles are required to have excellent workability.
  • excellent individual characteristics such as elongation and hole expandability but also excellent high-strength steel sheets are required for all of them.
  • high-strength steel sheets with a TS of 1180 MPa or more are concerned about delayed fracture (hydrogen embrittlement) due to hydrogen entering from the usage environment. Therefore, in order to apply the high-strength thin steel sheet to the automobile field, the high-strength thin steel sheet is required to have high formability and excellent delayed fracture resistance.
  • Patent Document 1 As a means for improving the workability of a steel sheet and the delayed fracture resistance of a base steel sheet, for example, as described in Patent Document 1, a method of controlling the shapes of martensite and bainite is known. Further, as a means for improving the peel strength in the projection welded portion, for example, as described in Patent Document 2, a technique for improving the peel strength by controlling the welding conditions is disclosed.
  • Patent No. 6032173 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-157900
  • the present inventors have come to recognize a new problem of improving not only the delayed fracture resistance of the base steel sheet but also the delayed fracture resistance of the projection welded portion.
  • a high-strength thin steel sheet that comprehensively satisfies all of workability, delayed fracture resistance of a base steel sheet, and delayed fracture resistance of a projection weld has not been developed.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and is a high-strength thin steel sheet having a tensile strength of 1180 MPa or more, which is excellent in workability, delayed fracture resistance of the base steel sheet, and delayed fracture resistance of the projection welded portion. It is an object of the present invention to provide the manufacturing method.
  • the "thin steel plate” means a steel plate having a thickness of 0.6 mm or more and 2.8 mm or less.
  • excellent workability means having both excellent elongation and hole-expanding property.
  • Excellent elongation means that the elongation (EL) is 14% or more.
  • excellent hole expanding property means that the hole expanding rate ( ⁇ ) is 50% or more.
  • the excellent delayed fracture resistance of the base steel sheet means that the entire steel sheet is subjected to a constant load test and is not cracked even if it is electrolytically charged for 100 hours.
  • the excellent delayed fracture resistance of the projection welded portion means that the projection welded portion is subjected to a constant load test and is not cracked even if it is electrolytically charged for 100 hours.
  • the delayed fracture resistance of the base steel sheet and the delayed fracture resistance of the projection welded portion may be collectively referred to as "delayed fracture resistance”.
  • the present inventors control the body integration ratios of ferrite, tempered martensite, and bainite in the steel sheet to a specific ratio, and each steel sheet structure.
  • the average crystal grain size of the steel sheet softening hard martensite that may deteriorate workability and delayed fracture characteristics, and further reducing the concentration of C and Mn on the surface layer of the steel sheet, workability and base material
  • a high-strength thin steel sheet that comprehensively satisfies all of the delayed fracture resistance of the steel sheet and the delayed fracture resistance of the projection welded portion can be obtained. That is, the present inventors have obtained the following findings.
  • the present inventors have found that when the alloy component in the steel is increased in order to secure the strength, the resistance during projection welding increases and minute voids are generated at the welding interface. It was also found that stress is applied in the state of having minute voids, and hydrogen invades, so that cracks propagate from the minute voids. As a result of diligent studies, the present inventors appropriately define the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher at the time of annealing and the C and Mn contents in the steel to reduce the concentration of C and Mn in the surface layer of the steel sheet. As a result, it was found that the initial current efficiency during projection welding can be increased and the above-mentioned minute voids can be eliminated. It has been found that this makes it possible to improve the delayed fracture resistance of the projection welded portion.
  • carbides that serve as hydrogen trap sites are mainly present in tempered martensite grains and bainite grains that have a higher C content than ferrite, and precipitate in ferrite grains that have a lower C content.
  • the amount is small. Therefore, in order to secure carbides that serve as hydrogen trap sites and improve the delayed fracture resistance, the present inventors squeeze a predetermined amount of carbides with respect to the total of tempered martensite grains and bainite grains in the steel plate. It has been found that it is important to control the total volume fraction of the tempered martensite grains and bainite grains contained therein.
  • the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist structure of the present invention is as follows. [1] By mass% C: 0.10% or more and 0.22% or less, Si: 0.5% or more and 1.5% or less, Mn: 1.2% or more and 2.5% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, It contains Al: 0.01% or more and 0.10% or less and N: 0.010% or less, and has a component composition in which the balance is composed of Fe and unavoidable impurities.
  • Ferrite with a volume fraction of 5% or more and 35% or less Tempered martensite with volume fraction of 50% or more and 85% or less, It has a complex structure containing bainite at a volume fraction of 0% or more and 20% or less.
  • the average crystal grain size of the ferrite is 5 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of the tempered martensite is 5 ⁇ m or less.
  • the total of tempered martensite and bainite containing 5 or more carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less in the grains is 85% or more in volume fraction with respect to the total of the tempered martensite and bainite.
  • the C mass% and Mn mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel plate surface are 20% or less, respectively, with respect to the C mass% and Mn mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel plate surface.
  • composition of the components is further increased by mass%.
  • Ti 0.05% or less
  • the high-strength thin steel sheet according to the above [1] which contains one or more selected from the group consisting of V: 0.05% or less and Nb: 0.05% or less.
  • the composition of the components is further increased by mass%.
  • Mo 0.50% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • B 0.0030% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • REM 0.0050% or less
  • Ta 0.100% or less
  • W 0.500% or less
  • Sn 0.200% or less
  • Sb 0.200% or less
  • Mg 0.0050% or less
  • Zr 0.1000% or less
  • the high-strength thin steel sheet according to the above [1] or [2] which contains at least one selected from the group consisting of Co: 0.020% or less and Zn: 0.020% or less.
  • a steel slab having the component composition according to any one of [1] to [3] above is hot-rolled under the condition that the finish rolling end temperature is 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower to obtain a hot-rolled plate.
  • the hot-rolled plate was cooled to a winding temperature of 550 ° C. or lower at a first average cooling rate of 30 ° C./s or more, and then wound at the winding temperature.
  • the hot-rolled plate is pickled and washed.
  • the hot-rolled plate after pickling was cold-rolled at a reduction rate of 30% or more to obtain a cold-rolled plate.
  • the cold rolled plate is first set to have a dew point of ⁇ 40 ° C.
  • the cold rolled plate is cooled from the first soaking temperature to a second soaking temperature of 350 ° C. or higher and 475 ° C. or lower at a second average cooling rate of 10 ° C./s or more, and at the second soaking temperature. Hold for 300s or less, Next, the cold rolled plate was cooled to room temperature at a third average cooling rate of 100 ° C./s or higher.
  • the cold-rolled plate was reheated to a third soaking temperature of 200 ° C. or higher and 400 ° C. or lower, and held at the third soaking temperature of 180 s or more and 1800 s or less.
  • a method for producing a high-strength thin steel sheet, in which the cold-rolled plate is pickled was reheated to a third soaking temperature of 200 ° C. or higher and 400 ° C. or lower, and held at the third soaking temperature of 180 s or more and 1800 s or less.
  • a high-strength thin steel sheet having a tensile strength of 1180 MPa or more, which is excellent in workability, delayed fracture resistance of a base steel sheet, and delayed fracture resistance of a projection welded portion, and a method for producing the same. Can be done.
  • C 0.10% or more and 0.22% or less C is an element effective for increasing the strength of the steel sheet and also contributes to the formation of the second phase martensite and bainite.
  • Phase 2 means "martensite and bainite” unless otherwise specified. If the C content is less than 0.10%, the volume fraction of ferrite increases, so it is difficult to secure tensile strength. Further, if the C content is less than 0.10%, the hole expanding property deteriorates. The content of C is preferably 0.12% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.22%, the hardness of the welding interface of the projection welded portion becomes excessively high, so that the delayed fracture resistance of the projection welded portion deteriorates.
  • the delayed fracture resistance of the base steel sheet deteriorates.
  • the C content exceeds 0.22%, the volume fraction of ferrite decreases.
  • the elongation and the hole expandability are deteriorated.
  • the C content is 0.21% or less, more preferably 0.20% or less.
  • Si 0.5% or more and 1.5% or less Si is an element that contributes to increasing the strength of steel sheets by solid solution strengthening ferrite. If the Si content is less than 0.5%, not only the required strength cannot be secured, but also the hardness difference between ferrite and martensite becomes large, and the hole expansion rate deteriorates. Further, when the Si content is less than 0.5%, the volume fraction of ferrite increases, and the delayed fracture resistance of the base steel plate and the projection welded portion deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.5% or more. The Si content is preferably 0.6% or more. On the other hand, excessive addition of Si lowers the toughness of the welding interface of the projection welded portion and deteriorates the delayed fracture resistance of the projection welded portion.
  • the Si content is set to 1.5% or less.
  • the Si content is preferably 1.4% or less.
  • Mn 1.2% or more and 2.5% or less
  • Mn is an element that promotes solid solution strengthening and formation of the second phase and contributes to increasing the strength of the steel sheet. Mn also has the effect of stabilizing austenite during annealing. In order to obtain these effects, Mn is contained in an amount of 1.2% or more. The Mn content is preferably 1.4% or more.
  • Mn band band-shaped microsegregation
  • the Mn content is set to 2.5% or less.
  • the Mn content is preferably 2.4% or less.
  • P 0.05% or less P contributes to increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, but if it is added in excess, segregation to the grain boundaries becomes significant, embrittlement of the grain boundaries, and delay resistance. Deteriorates breaking characteristics. Therefore, the content of P is set to 0.05% or less.
  • the content of P is preferably 0.04% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly specified, but if the P content is extremely low, the manufacturing cost increases, so the P content is preferably 0.0005% or more.
  • the content of S is set to 0.005% or less.
  • the content of S is preferably 0.0045% or less.
  • the S content is preferably 0.0002% or more because the production cost increases when the S content is extremely low.
  • Al 0.01% or more and 0.10% or less
  • Al is an element necessary for deoxidation, and it is necessary to contain 0.01% or more in order to obtain this effect, but it exceeds 0.10%. Since the effect is saturated even if it is contained, the Al content should be 0.10% or less.
  • the Al content is preferably 0.06% or less.
  • N 0.010% or less N forms a coarse nitride and deteriorates the hole expanding property and the delayed fracture resistance, so the content is set to 0.010% or less.
  • the content of N is preferably 0.008% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly specified, but is preferably 0.0005% or more due to restrictions in production technology.
  • the high-strength thin steel sheet of the present invention is further selected from the group consisting of Ti: 0.05% or less, V: 0.05% or less, and Nb: 0.05% or less in mass%. It may contain one or more kinds to be used.
  • Ti is an element that further increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides.
  • Ti By adding Ti, it is possible to suitably control the grain growth during annealing of the fine carbonitride, so that it can be added as needed.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.01% or more.
  • the content thereof is preferably 0.05% or less in order to obtain better elongation.
  • the Ti content is more preferably 0.04% or less.
  • V 0.05% or less V further increases the strength of the steel sheet by forming fine carbonitrides.
  • the V content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.01% or more.
  • the content may be 0.05% or less. preferable.
  • the V content is more preferably 0.03% or less.
  • Nb 0.05% or less Nb also forms fine carbonitrides like V, thereby further increasing the strength of the steel sheet.
  • the content of Nb is preferably 0.001% or more, more preferably 0.01% or more.
  • the content may be 0.50% or less. preferable.
  • the Nb content is more preferably 0.05% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Cu 0.50% or less
  • B 0.0030% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • REM 0.0050% or less
  • Ta 0.100% or less
  • W 0.500% or less
  • Sn 0 .200% or less
  • Sb 0.200% or less
  • Mg 0.0050% or less
  • Zr 0.1000% or less
  • Co 0.020% or less and Zn: 0.020% or less selected from the group. May contain one or more of them.
  • Mo 0.50% or less Mo promotes the formation of the second phase and further increases the strength of the steel sheet. It is also an element that stabilizes austenite during annealing and is an element necessary to control the volume fraction of the second phase. In order to obtain such an effect, the Mo content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.05% or more. On the other hand, in order to prevent excessive formation of the second phase and improve elongation and perforation property, when Mo is added, the content thereof is preferably 0.50% or less. The Mo content is more preferably 0.3% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr promotes the formation of the second phase to further increase the strength of the steel sheet.
  • the Cr content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.1% or more.
  • Cr when Cr is added in order to prevent the excessive formation of the second phase, improve the elongation and bending workability, and further prevent the excessive formation of the surface oxide and improve the chemical conversion treatment property. Its content is preferably 0.50% or less.
  • the Cr content is more preferably 0.3% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element that further increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and by forming the second phase, and can be added as needed.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • the content is preferably 0.50% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.3% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element that further increases the strength of the steel sheet by strengthening the solid solution and promoting the formation of the second phase, and can be added as needed.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • the content thereof is preferably 0.50% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.3% or less.
  • B 0.0030% or less B further increases the strength of the steel sheet by promoting the formation of the second phase. In addition, it is an element that can ensure hardenability without lowering the martensitic transformation start point. Further, since the grain boundary strength is improved by segregating at the grain boundaries, it is effective for further improving the delayed fracture resistance. In order to obtain such an effect, the content of B is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more. On the other hand, when B is added, the content thereof is preferably 0.0030% or less in order to improve the toughness and the delayed fracture resistance. The content of B is more preferably 0.0025% or less.
  • Ca 0.0050% or less
  • Ca is an element that spheroidizes the shape of the sulfide to reduce the adverse effect on the hole-expanding property, and can be added as needed.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the content is preferably 0.0050% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.003% or less.
  • REM 0.0050% or less
  • the content of REM is preferably 0.0005% or more.
  • the content of REM is more preferably 0.0015% or less.
  • Ta 0.100% or less Ta further increases the strength of the steel sheet by forming fine carbonitrides.
  • the Ta content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the content may be 0.10% or less. preferable.
  • the Ta content is more preferably 0.050% or less.
  • W 0.500% or less W further increases the strength of the steel sheet by forming fine carbonitrides.
  • the W content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the content may be 0.5500% or less. preferable.
  • the W content is more preferably 0.300% or less.
  • Sn 0.200% or less
  • Sn is an element that suppresses oxidation of the surface of the steel sheet during annealing, more preferably controls the surface softening thickness, and reduces the adverse effect on the hole expanding property, and is added as necessary. be able to.
  • the Sn content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the content of Sn may be 0.20% or less when Sn is added. preferable.
  • the Sn content is more preferably 0.050% or less.
  • Sb 0.200% or less
  • Sb is an element that suppresses oxidation of the surface of the steel sheet during annealing, more preferably controls the surface softening thickness, and reduces the adverse effect on the hole expanding property, and is added as necessary. be able to.
  • the content of Sb is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the content of Sb may be 0.20% or less when Sb is added. preferable.
  • the content of Sb is more preferably 0.050% or less.
  • Mg 0.0050% or less
  • Mg is an element that spheroidizes the shape of the sulfide to reduce the adverse effect on the hole expanding property, and can be added as needed.
  • the Mg content is preferably 0.0005% or more.
  • the content is preferably 0.0050% or less.
  • the Mg content is more preferably 0.0030% or less.
  • Zr 0.1000% or less
  • Zr is an element that spheroidizes the shape of inclusions to reduce the adverse effect on hole expandability, and can be added as needed.
  • the Zr content is preferably 0.001% or more.
  • the content is preferably 0.1000% or less.
  • the Zr content is more preferably 0.0030% or less.
  • Co 0.020% or less
  • Co is an element that spheroidizes the shape of inclusions to reduce the adverse effect on hole expandability, and can be added as needed.
  • the Co content is preferably 0.001% or more.
  • the content is preferably 0.020% or less.
  • the Co content is more preferably 0.010% or less.
  • Zn 0.020% or less
  • Zn is an element that spheroidizes the shape of inclusions to reduce the adverse effect on hole expandability, and can be added as needed.
  • the Zn content is preferably 0.001% or more.
  • the content is preferably 0.020% or less.
  • the Zn content is more preferably 0.010% or less.
  • the rest other than the above-mentioned components are Fe and unavoidable impurities.
  • the microstructure of the high-strength thin steel sheet of the present invention contains ferrite at a volume fraction of 5% or more and 35% or less, tempered martensite at a volume fraction of 50% or more and 85% or less, and bainite at a volume fraction of 20% or less. It will be a complex organization.
  • the average crystal grain size of ferrite is 5 ⁇ m or less, and the average crystal grain size of tempered martensite is 5 ⁇ m or less.
  • the volume fraction described here is the volume fraction with respect to the entire steel sheet, and the same applies hereinafter.
  • the average crystal grain size described here refers to a crystal grain size equivalent to a circle.
  • volume fraction of ferrite 5% or more and 35% or less
  • the volume fraction of ferrite is preferably 30% or less.
  • the volume fraction of ferrite is set to 5% or more.
  • the volume fraction of ferrite is preferably 10% or more, more preferably 15% or more.
  • the volume fraction of ferrite is preferably 30% or less, more preferably 28% or less.
  • Average crystal grain size of ferrite 5 ⁇ m or less
  • the crystal grain size of ferrite exceeds 5 ⁇ m, the toughness of the welding interface deteriorates due to the coarser crystal grains during projection welding, and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the crystal grain size of ferrite is set to 5 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of ferrite is preferably 4 ⁇ m or less.
  • volume fraction of tempered martensite 50% or more and 85% or less
  • the volume fraction of tempered martensite is 50% or more.
  • the upper limit of the volume fraction of tempered martensite is 85% or less.
  • the volume fraction of tempered martensite is preferably 75% or less.
  • the volume fraction of tempered martensite is preferably 60% or less.
  • Average crystal grain size of tempered martensite 5 ⁇ m or less
  • the toughness of the projection weld deteriorates due to the coarser grain during projection welding, and the resistance of the projection weld. Delayed fracture characteristics deteriorate.
  • the upper limit is set to 5 ⁇ m.
  • the average crystal grain size of tempered martensite is preferably 4.5 ⁇ m or less, more preferably 4 ⁇ m or less.
  • Bainite 0% or more and 20% or less in volume fraction
  • bainite may be contained as long as it has a volume fraction of 20% or less.
  • the volume fraction of bainite is set to 20% or less.
  • the volume fraction of bainite may be 0%.
  • the volume fraction of bainite is preferably 15% or less.
  • the method for measuring the volume fraction of ferrite, tempered martensite and bainite is as follows. First, the steel sheet is cut so that the thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction is the observation position, the cross section is polished, and then corroded with 3 vol.% Nital to obtain an observation surface. An observation surface is observed at a magnification of 3000 times using an SEM (scanning electron microscope) and an FE-SEM (field emission scanning electron microscope) to obtain a histological photograph. The area ratio of each phase is measured by the point counting method (based on ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio is regarded as the volume fraction.
  • SEM scanning electron microscope
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the average crystal grain size of ferrite and tempered martensite As for the average crystal grain size of ferrite and tempered martensite, the data obtained by identifying ferrite grains and tempered martensite grains in advance from the above-mentioned microstructure photographs of SEM and FE-SEM can be obtained from Image-Pro of Media Cybernetics. The circle-equivalent diameters of all ferrite grains and tempered martensite grains in the photograph are calculated, and these values are averaged.
  • the microstructure of the high-strength thin steel plate of the present invention contains 5 or more carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less in the grains with respect to the total of tempered martensite and bainite.
  • the total of is 85% or more in terms of volume fraction.
  • fine carbides with a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less function as trap sites for hydrogen that has penetrated into the steel, and the delayed fracture resistance of the base steel sheet and the projection weld is improved. Can be improved.
  • the volume fraction of bainite may be 0%, and in that case, the total amount of tempered martensite containing 5 or more carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less is the total tempered martensite.
  • the volume fraction of the site should be 85% or more. Since carbides hardly precipitate in ferrite, ferrite is not considered in the measurement of carbides.
  • the carbides will be trap sites. Since the amount of bainite is not sufficient, the delayed fracture resistance of the base steel plate and the projection welded portion deteriorates. Further, if the particle size of the carbide is less than 0.1 ⁇ m, the total surface area of the carbide to be a trap site becomes small, so that the amount of hydrogen trapped is insufficient and the delayed fracture resistance deteriorates.
  • the particle size of the carbide exceeds 1.0 ⁇ m, the place where it can be stable as a trap site is limited, and even if it is temporarily trapped, hydrogen is diffused, so that the delayed fracture resistance deteriorates. Further, if the number of carbides in the tempered martensite and bainite grains is less than 5, the amount of carbides serving as trap sites is not sufficient, and the delayed fracture resistance deteriorates.
  • the total amount of tempered martensite and bainite containing 5 or more carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less is preferably 88% or more in volume fraction, more preferably volume, with respect to the total of tempered martensite and bainite. The fraction is 90% or more.
  • the volume fraction of tempered martensite grains and bainite grains containing carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less with respect to the total of fully tempered martensite and bainite is measured as follows. First, using a TEM (transmission electron microscope), the steel plate structure was observed at a position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate at a magnification of 20000, and the carbides present in the completely tempered martensite grains and bainite grains in the field of view were observed. Calculate the particle size and number of. The particle size of the carbide is determined by incorporating the data in which the carbide has been identified in advance into Image-Pro of Media Cybernetics and calculating the diameter equivalent to a circle.
  • the total volume of tempered martensite grains and bainite grains containing 5 or more carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less in the grains is calculated.
  • the total volume of fully tempered martensite and bainite is also calculated.
  • Total tempering by dividing the total volume of tempered martensite grains and bainite grains containing 5 or more carbides with a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less by the total volume of total tempered martensite and bainite. Calculate the body integration ratio of tempered martensite grains and bainite grains containing carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less with respect to the total of martensite and bainite.
  • C mass% and Mn mass% in a region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel sheet surface is C mass% and Mn mass% in a region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel sheet surface. It is 20% or less with respect to%.
  • C mass% and Mn mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel plate surface is more than 20% of C mass% and Mn mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel plate surface, welding occurs during projection welding. Due to the presence of minute voids at the interface, the delayed fracture resistance of the projection weld is deteriorated.
  • the C mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel sheet surface is 15% or less, more preferably 10% or less of the C mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel sheet surface. ..
  • the Mn mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel plate surface is 15% or less, more preferably 10% or less of the Mn mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel plate surface. is there.
  • the lower limit of the ratio of C mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel sheet surface to C mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel sheet surface is not particularly specified, but is preferably 1% or more.
  • the lower limit of the ratio of Mn mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel plate surface to Mn mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel plate surface is not particularly specified, but is preferably 1% or more. is there.
  • the ratio of C mass% and Mn mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel sheet surface to the C mass% and Mn mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel sheet surface is measured as follows. .. First, a sample is cut out so that the thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel sheet becomes the observation surface, and the observation surface is polished with diamond paste. Next, the observation surface is finish-polished using alumina. Using an electron probe microanalyzer (EPMA), line analysis was performed for 3 fields within a range of 200 ⁇ m or less from the steel plate surface to the plate thickness direction on the observation surface, and 100 ⁇ m or more from the steel plate surface for each field.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the ratio of C mass% and Mn mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the surface of the steel plate to the C mass% and Mn mass% in the region of 200 ⁇ m or less is calculated, and the average value for three visual fields is obtained.
  • the microstructure of the high-strength thin steel plate of the present invention may contain retained austenite, pearlite and uncrystallized ferrite in addition to ferrite, tempered martensite and bainite.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 10% or less, more preferably 5% or less.
  • the volume fraction of pearlite is preferably 10% or less, more preferably 5% or less.
  • the volume fraction of uncrystallized ferrite is preferably 10% or less, more preferably 5% or less.
  • the volume fraction of retained austenite is measured as follows. First, the steel plate is polished to 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction (depth direction) to be used as an observation surface. The observation surface was observed by an X-ray diffraction method. Using the K ⁇ ray of Mo as the radiation source, at an acceleration voltage of 50 keV, using an X-ray diffractometer (RINT2200 manufactured by Rigaku), the [200] plane, [211] plane, [220] plane and austenite of iron ferrite. The integrated intensity of the X-ray diffraction line of the [200] plane, the [220] plane, and the [311] plane is measured. Using these measured values, "X-ray Diffraction Handbook" (2000), Rigaku Denki Co., Ltd., p. The volume fraction of retained austenite is obtained from the formulas described in 26 and 62-64.
  • the method for measuring the volume fraction of pearlite and unrecrystallized ferrite is as follows. First, the steel sheet is cut so that the thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction is the observation position, the cross section is polished, and then corroded with 3 vol.% Nital to obtain an observation surface. An observation surface is observed at a magnification of 3000 times using an SEM (scanning electron microscope) and an FE-SEM (field emission scanning electron microscope) to obtain a histological photograph. The area ratio of each phase is measured by the point counting method (based on ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio is regarded as the volume fraction.
  • SEM scanning electron microscope
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the high-strength thin steel sheet of the present invention may be provided with a plating layer.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited and may be a general composition.
  • the plating layer may be formed by any method, and may be, for example, a hot-dip plating layer or an electroplating layer. Further, the plating layer may be alloyed.
  • the plating metal is not particularly limited, and may be Zn plating, Al plating, or the like.
  • each temperature range is the surface temperature of a steel slab or a steel sheet unless otherwise specified.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is hot-rolled under the condition that the finish rolling end temperature is 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower to obtain a hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled plate was cooled to a winding temperature of 550 ° C. or lower at a first average cooling rate of 30 ° C./s or more, and then wound at the winding temperature.
  • the hot-rolled plate is pickled and washed.
  • the hot-rolled plate after pickling was cold-rolled at a reduction rate of 30% or more to obtain a cold-rolled plate.
  • the cold rolled plate is first set to have a dew point of ⁇ 40 ° C. or higher and 10 ° C. or lower in a temperature range of 600 ° C. or higher, and an average heating rate of 3 ° C./s or higher and 30 ° C./s. Heat to the soaking temperature and hold at the first soaking temperature for 30s or more and 800s or less.
  • the cold rolled plate is cooled from the first soaking temperature to a second soaking temperature of 350 ° C. or higher and 475 ° C. or lower at a second average cooling rate of 10 ° C./s or more, and at the second soaking temperature.
  • the cold rolled plate was cooled to room temperature at a third average cooling rate of 100 ° C./s or higher.
  • the cold-rolled plate was reheated to a third soaking temperature of 200 ° C. or higher and 400 ° C. or lower, and held at the third soaking temperature of 180 s or more and 1800 s or less.
  • the cold rolled plate is pickled.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is manufactured.
  • the steel material is melted to obtain molten steel having the above-mentioned composition.
  • the melting method is not particularly limited, and any known melting method such as converter melting or electric furnace melting is suitable.
  • the obtained molten steel is solidified to produce a steel slab (slab).
  • the method for producing a steel slab from molten steel is not particularly limited, and a continuous casting method, an ingot forming method, a thin slab casting method, or the like can be used.
  • the steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method.
  • the manufactured steel slab is hot-rolled under the condition that the finish rolling end temperature is 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower to obtain a hot-rolled plate.
  • the steel slab produced as described above is once cooled to room temperature, then slab-heated and then rolled.
  • the slab heating temperature is preferably 1100 ° C. or higher from the viewpoint of melting carbides and reducing the rolling load. Further, in order to prevent an increase in scale loss, the slab heating temperature is preferably 1300 ° C. or lower.
  • hot rolling may be performed by applying an energy saving process.
  • an energy-saving process the manufactured steel slab is not cooled to room temperature, but is charged into a heating furnace as a hot piece and hot-rolled by direct rolling, or after the manufactured steel slab is slightly heat-retained. Examples include direct rolling, which rolls immediately.
  • Finish rolling end temperature of hot rolling is 850 ° C or higher and 950 ° C or lower.
  • the delayed fracture resistance of the base steel sheet and projection welds after annealing is improved by making the structure uniform in the steel sheet and reducing the anisotropy of the material. Therefore, the finish rolling of hot rolling needs to be completed in the austenite single phase region. Therefore, the finish rolling end temperature of hot rolling is set to 850 ° C. or higher.
  • the finish rolling end temperature exceeds 950 ° C. the structure of the hot-rolled sheet becomes coarse, the crystal grains after annealing also become coarse, and the hole expandability and the delayed fracture resistance of the base steel sheet and the projection weld are deteriorated. To do.
  • the finish rolling end temperature of hot rolling is set to 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the finish rolling end temperature of hot rolling is preferably 880 ° C. or higher.
  • the finish rolling end temperature of hot rolling is preferably 920 ° C. or lower.
  • the hot-rolled plate is cooled to a winding temperature of 550 ° C. or lower at a first average cooling rate of 30 ° C./s or higher.
  • austenite undergoes ferrite transformation during the cooling process, but if the cooling rate is slow, the ferrite becomes coarse, so quenching is performed after the completion of hot rolling to homogenize the structure. Therefore, the hot-rolled plate after the completion of hot rolling is cooled to 550 ° C. or lower at a first average cooling rate of 30 ° C./s or more.
  • the hot-rolled plate is preferably cooled to 550 ° C or lower at a first average cooling rate of 35 ° C./s or higher. If the first average cooling rate is less than 30 ° C./s, the ferrite is coarsened, so that the steel plate structure of the hot-rolled plate becomes inhomogeneous, and the hole expandability and the delayed fracture resistance of the base steel plate and the projection weld are deteriorated. ..
  • the upper limit of the first average cooling rate is not particularly specified, but is preferably 250 ° C./s, more preferably 100 ° C./s or less due to restrictions on production technology.
  • the hot-rolled plate cooled to a winding temperature of 550 ° C. or higher is wound up at a winding temperature of 550 ° C. or lower.
  • the winding temperature exceeds 550 ° C.
  • ferrite and pearlite are excessively generated in the steel plate structure of the hot-rolled plate, and a uniform and fine structure cannot be obtained.
  • Ferrite and tempered martensite are formed in the final structure of the high-strength thin steel plate.
  • the average crystal grain size of the site becomes coarse, the structure becomes inhomogeneous, and the hole expandability, the delayed fracture resistance of the base steel plate, and the delayed fracture resistance of the projection weld deteriorate.
  • the take-up temperature is preferably 500 ° C. or lower.
  • the lower limit of the take-up temperature is not particularly specified, but if the take-up temperature becomes too low, hard martensite is excessively generated and the cold rolling load increases, so the take-up temperature is set to 300 ° C. or higher. Is preferable.
  • the hot-rolled plate is pickled for the purpose of removing the scale on the surface of the hot-rolled plate.
  • the pickling conditions may be set as appropriate.
  • the hot-rolled plate after pickling is cold-rolled at a reduction rate of 30% or more to obtain a cold-rolled plate.
  • cold rolling is performed at a rolling reduction of 30% or more. This is because if the reduction rate is less than 30%, the recrystallization of the ferrite is not promoted, the ferrite and martensite are coarsened, and the hole expanding property, the delayed fracture resistance, and the elongation are deteriorated.
  • the upper limit of the reduction rate is not particularly specified, it is preferably 95% or less due to restrictions on production technology.
  • the cold-rolled sheet is annealed in order to promote recrystallization and form fine ferrite, martensite, and bainite in the steel sheet structure to increase the strength of the steel sheet.
  • the cold-rolled plate has a dew point of -40 ° C or higher and 10 ° C or lower in a temperature range of 600 ° C or higher, and an average heating rate of 3 ° C / s or higher and 30 ° C / s or lower is 800 ° C or higher and 900 ° C or lower. It is heated to the first soaking temperature, held at the first soaking temperature for 30s or more and 800s or less, and then 350 ° C. or more and 475 ° C.
  • the cold rolled plate is first averaged at 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower at an average heating rate of 3 ° C./s or higher and 30 ° C./s. It is heated to a hot temperature and held at the first soaking temperature for 30 s or more and 800 s or less.
  • first soaking heat holding at a first soaking temperature of 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower for 30 s or more and 800 s or less is also referred to as "first soaking heat”.
  • Average heating rate 3 ° C / s or more and 30 ° C / s or less Heating the cold rolled plate to the first soaking temperature of 800 ° C or more and 900 ° C or less at an average heating rate of 3 ° C / s or more and 30 ° C / s or less. Therefore, it is possible to refine the crystal grains obtained after annealing. When the cold-rolled plate is heated rapidly, recrystallization is less likely to proceed, and more anisotropic crystal grains are produced.
  • the volume fraction of ferrite increases, while the volume fraction of tempered martensite decreases, making it difficult to achieve a tensile strength of 1180 MPa or more, resulting in elongation, hole expandability, and base steel sheet and projection welding.
  • the average heating rate is set to 30 ° C./s or less. Further, if the heating rate is too low, the ferrite and martensite grains become coarse and do not have a predetermined average crystal grain size, and the hole expandability and the delayed fracture resistance of the base steel sheet and the projection weld are deteriorated.
  • the heating rate is 3 ° C./s or higher.
  • the average heating rate of the cold-rolled sheet up to the first soaking temperature of 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower is preferably 5 ° C./s or higher.
  • the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or higher and 10 ° C. or lower. If the dew point in the region where the surface temperature of the steel sheet is 600 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or higher and 10 ° C. or lower in the annealing furnace, the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or higher and 10 ° C. or lower. And.
  • the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher is preferably ⁇ 30 ° C. or higher.
  • the C mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel plate surface becomes less than 10% of the C mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel plate surface. Delayed fracture characteristics are further improved.
  • the dew point exceeds 10 ° C.
  • the Mn mass% of the surface layer portion of the steel sheet after annealing increases, and the delayed fracture resistance of the projection welded portion deteriorates.
  • the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher is preferably 5 ° C. or lower.
  • First soaking temperature 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower
  • the first soaking temperature is a predetermined temperature in the two-phase region of ferrite and austenite. If the first soaking temperature is less than 800 ° C., the ferrite fraction increases and the volume fraction of tempered martensite decreases, making it difficult to secure the strength. Therefore, the first soaking temperature is set to 800 ° C. or higher. On the other hand, if the soaking temperature is too high, the soaking heat is obtained in the austenite single-phase region, the grain growth of austenite becomes remarkable, and the grain becomes coarse, so that the average grain of tempered martensite finally obtained is obtained.
  • the first soaking temperature is set to 900 ° C. or lower.
  • the first soaking temperature is preferably 880 ° C. or lower.
  • the holding time is 30 s or more at the first soaking temperature. If the holding time at the first soaking temperature is less than 30 s, the volume fraction of ferrite increases, the volume fraction of tempered martensite decreases, and the tensile strength deteriorates. On the other hand, if the holding time at the first soaking temperature exceeds 800 s, the microsegregation of Mn is promoted, so that the hole expanding property and the delayed fracture resistance of the base steel sheet and the projection welded portion deteriorate. Therefore, the holding time at the first soaking temperature is set to 800 s or less.
  • the holding time is preferably 600 s or less.
  • the Mn mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel plate surface becomes less than 10% of the Mn mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel plate surface, and the delay tolerance Destruction characteristics are improved.
  • the cold-rolled plate is cooled from the first soaking temperature to a second soaking temperature of 350 ° C. or higher and 475 ° C. or lower at a second average cooling rate of 10 ° C./s or higher, and at the second soaking temperature of 300 s or lower. After holding, it is cooled to room temperature at a third average cooling rate of 100 ° C./s or higher.
  • second soaking heat holding at 300 s or less at the second soaking temperature is also referred to as "second soaking heat”.
  • Second average cooling rate 10 ° C./s or more After the first soaking heat, cooling is performed from the first soaking temperature to room temperature at a second average cooling rate of 10 ° C./s or more. If the average cooling rate is less than 10 ° C./s, the ferrite transformation proceeds during cooling, the volume fraction of ferrite increases, and the tensile strength and hole expandability deteriorate.
  • the upper limit of the second average cooling rate is not particularly limited, but is preferably 200 ° C./s or less, more preferably 100 ° C./s or less, and even more preferably 50 ° C./s or less due to restrictions on production technology. And.
  • Second soaking temperature 350 ° C or higher and 475 ° C or lower If the cooling stop temperature after soaking is less than 350 ° C, some austenite grains undergo martensitic transformation, and the carbides become coarse due to the subsequent tempering treatment. Carbides that serve as hydrogen trap sites become insufficient, and the delayed fracture resistance deteriorates. Further, when the cooling stop temperature after soaking is over 475 ° C., pearlite is excessively generated, so that the volume fraction of tempered martensite decreases and the volume fraction of ferrite increases, so that the tensile strength and the hole Spreadability deteriorates.
  • the second soaking temperature is preferably 450 ° C. or lower.
  • the bainite is held at a predetermined second soaking temperature of 350 ° C. or higher and 475 ° C. or lower for 300 s or less.
  • the holding time exceeds 300 s, the volume fraction of bainite increases and the hole expanding property deteriorates. Further, the number of carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less contained in the tempered martensite grains and bainite grains is reduced, and the delayed fracture resistance of the base steel sheet and the projection welded portion is deteriorated. Therefore, the holding time at the second soaking temperature is set to 300 s or less.
  • the holding time at the second soaking temperature is preferably 200 s or less.
  • the lower limit of the holding time at the second soaking temperature is not particularly limited and may be 0 s.
  • Third average cooling rate 100 ° C./s or more This is an extremely important constituent requirement of the invention in the present invention.
  • the cold rolled plate is cooled at a third average cooling rate of 100 ° C./s or higher in order to transform the remaining austenite into martensite. If the third average cooling rate is less than 100 ° C./s, the carbides will be coarsened by the subsequent tempering treatment, so that the amount of fine carbides that become hydrogen trap sites will be insufficient, and the resistance of the base steel sheet and the projection weld will be insufficient. Delayed fracture characteristics deteriorate.
  • the third average cooling rate is preferably 150 ° C./s or higher, more preferably 200 ° C./s or higher.
  • the cooling method may be such that a third average cooling rate of 100 ° C./s or higher can be obtained, and examples thereof include gas cooling, mist cooling, and water cooling. From the viewpoint of low cost, it is preferable to perform cooling by water cooling.
  • the upper limit of the third average cooling rate is not particularly limited, but is preferably 2000 ° C./s or less, more preferably 1200 ° C./s or less due to restrictions in production technology.
  • the cold rolled plate cooled to room temperature is reheated to a third soaking temperature of 200 ° C. or higher and 400 ° C. or lower, and held at the third soaking temperature of 180 s or more and 1800 s or less.
  • Third soaking temperature 200 ° C. or higher and 400 ° C. or lower
  • fine carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less cannot be sufficiently obtained.
  • Carbides that serve as trap sites become insufficient, and the delayed fracture resistance of the base steel sheet and projection welds deteriorates.
  • Retention time at the third soaking temperature 180s or more and 1800s or less
  • the third soaking temperature is less than 180s or more than 1800s
  • fine carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less cannot be sufficiently obtained.
  • Carbide that becomes a hydrogen trap site becomes insufficient, and the delayed fracture resistance of the base steel plate and the projection weld is deteriorated.
  • the holding time at the third soaking temperature is preferably 1500 s or less.
  • the cold rolled plate after the tempering treatment is pickled.
  • Pickling is carried out to remove oxides such as Si and Mn concentrated on the surface layer of the steel sheet. If pickling is not performed, these oxides are not sufficiently removed, alloying elements such as Si and Mn remain excessively concentrated on the surface of the steel sheet, and the delayed fracture resistance of the projection weld is deteriorated.
  • the pickling conditions are not particularly limited, and any of the usual pickling methods using hydrochloric acid, sulfuric acid, etc. can be applied, but the pH is preferably 1.0 or more and 4.0 or less, and the temperature is 10 ° C. or more. Pickle under the conditions of 100 ° C. or lower and the immersion time of 5 s or more and 200 s or less.
  • the high-strength thin steel sheet may be plated.
  • the type of plating metal is not particularly limited, and one example is zinc.
  • Examples of the zinc plating treatment include a hot-dip galvanizing treatment and an alloying hot-dip galvanizing treatment in which an alloying treatment is performed after the hot-dip galvanizing treatment.
  • the temperature of the high-strength thin steel sheet immersed in the plating bath is preferably (hot-dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C. or higher and (hot-dip galvanizing bath temperature +50) ° C. or lower.
  • the temperature of the high-strength thin steel sheet immersed in the plating bath is (hot-dip galvanizing bath temperature -40) ° C or higher, the solidification of hot-dip zinc is more preferably prevented when the steel sheet is immersed in the plating bath, and plating is performed. The appearance can be improved. Further, when the temperature of the high-strength thin steel sheet immersed in the plating bath is (hot-dip galvanizing bath temperature + 50) ° C. or lower, the mass productivity is better.
  • the zinc plating can be alloyed in a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
  • the alloying treatment in the temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, the Fe concentration in the zinc plating becomes 7% or more and 15% or less, and the adhesion of the hot-dip galvanizing and the corrosion resistance after painting are improved.
  • a zinc plating bath containing 0.10% or more and 0.20% or less of Al. Further, after plating, wiping can be performed in order to adjust the basis weight of the plating.
  • the high-strength thin steel sheet after pickling may be temper-rolled.
  • the elongation rate of the temper rolling is preferably 0.05% or more and 2.0% or less.
  • a steel material having the chemical composition shown in Table 1 was melted and continuously cast to produce a steel slab.
  • the steel slab was hot-rolled under the conditions that the hot-rolling heating temperature was 1250 ° C. and the finish rolling end temperature (FDT) was shown in Table 2, to obtain a hot-rolled plate.
  • the hot-rolled plate was cooled to the winding temperature (CT) at the first average cooling rate (cooling speed 1) shown in Table 2, and wound at the winding temperature.
  • the hot-rolled plate was pickled and then cold-rolled at the reduction ratio shown in Table 2 to produce a cold-rolled plate (plate thickness: 1.4 mm).
  • the cold rolled plate thus obtained was supplied to a continuous annealing furnace (CAL) and subjected to the following annealing.
  • CAL continuous annealing furnace
  • the cold-rolled sheet was heated at the average heating rate shown in Table 2 and annealed at the first soaking temperature and the soaking time (first holding time) shown in Table 2.
  • the cold rolled plate was cooled to the second soaking temperature at the second average cooling rate (cooling speed 2) shown in Table 2.
  • the cold-rolled sheet was held at the second soaking temperature for the time shown in Table 2 (second holding time), and then cooled to room temperature at the third average cooling rate (cooling speed 3).
  • the cold-rolled sheet is reheated to the third soaking temperature, held at the third soaking temperature for the time shown in Table 2 (third holding time), and then pickled to obtain a steel sheet. It was.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was sampled so that the direction perpendicular to rolling was the longitudinal direction (tensile direction), and the tensile strength (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (TS) and elongation (EL) was measured.
  • the hole expansion rate was measured according to JIS Z2256 (2010). With a clearance of 12.5%, a hole of 10 mm ⁇ was punched out and set in the testing machine so that the burr was on the die side. Then, the hole is expanded with a 60 ° conical punch, and the amount of expansion of the hole diameter when the crack generated at the edge of the hole penetrates in the thickness direction at at least one place is compared with the initial hole diameter. It was expressed as the ratio of the diameters of the holes when they penetrated, and was taken as the hole expansion ratio ( ⁇ ). A steel sheet having a ⁇ (%) of 50% or more was used as a steel sheet having good hole expanding properties.
  • the delayed fracture resistance of the base steel sheet was measured as follows. First, a 30 mm ⁇ 100 mm steel piece was cut out from the manufactured steel sheet with the rolling direction as the longitudinal direction. The end face of the steel piece was ground. Further, when the steel piece was U-shaped in the longitudinal direction, two bolt holes were provided at positions facing each other to form a test piece. The test piece was subjected to a 180 ° U-shaped bending process using a press molding machine with a radius of curvature of 10 mm at the tip of the punch. After the U-shaped bending process, the test piece is deformed by springback (elastic recovery) so that the opposing surfaces are separated from each other (the U-shape opens outward).
  • springback elastic recovery
  • a bolt was inserted into the bolt hole of the test piece that had been spring-backed in this way, and the bolts were fastened so that the distance between the facing surfaces was 20 mm or 25 mm, and stress was applied to the test piece.
  • the bolted test piece is immersed in a 3.0% NaCl + 0.3% NH 4 SCN aqueous solution at 25 ° C., and electrolytic charging is performed using the test piece as a cathode to allow hydrogen to penetrate into the steel of the test piece. I let you.
  • the current density was 1.0 mA / cm 2 , and the counter electrode was platinum.
  • the delayed fracture resistance of the base steel sheet is good ( ⁇ ), and the opposing surfaces have good delay fracture resistance even after 100 hours from the start of immersion.
  • Those in which the test pieces having an interval of 20 mm did not break were evaluated as having particularly good delayed fracture resistance ( ⁇ ) of the base steel sheet.
  • the delayed fracture resistance of the projection weld was measured as follows. First, a 50 mm ⁇ 150 mm test piece was taken from the manufactured steel sheet, and a hole with a diameter of 10 mm was drilled in the central portion. The test piece and an M6 welding nut having four projection portions were set in an AC welding machine so that the center of the hole of the test piece and the center of the hole of the nut coincided with each other. A test piece and a welding nut were projected welded using a servomotor pressurized single-phase AC (50 Hz) welding gun attached to the AC welder to prepare a test piece having a projection welded portion. The pair of electrode tips used for the welding gun were flat 30 mm ⁇ electrodes.
  • the welding conditions were a pressing force of 3000 N, an energizing time of 7 cycles (50 Hz), a welding current of 12 kA, and a hold time of 10 cycles (50 Hz).
  • Bolts were fixed in the nut holes of the test piece holding the projection weld and placed on the spacer.
  • a push-in peeling test conforming to JIS B 1196 (2001)
  • the bolt is screwed into the welded nut, and a compressive load is gradually applied to the head of the bolt so that the center of load coincides with the center of the screw as much as possible.
  • the load when peeling from the steel plate was measured.
  • the peel strength at this time was defined as PS.
  • a load of 0.5 x PS is applied, the one that does not break even after 100 hours has good delayed fracture resistance of the projection weld ( ⁇ ), and when a load of 0.7 x PS is applied, it is 100.
  • ⁇ delayed fracture resistance of the projection weld
  • the volume fractions of ferrite, tempered martensite and bainite in the manufactured steel plate and the average grain boundaries of ferrite and tempered martensite were calculated.
  • the volume fractions of retained austenite, pearlite, and uncrystallized ferrite were calculated according to the method described above.
  • the volume fractions of tempered martensite grains and bainite grains containing carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less with respect to the total of fully tempered martensite and bainite were calculated. Further, according to the method described above, the ratio of C mass% and Mn mass% in the region of 20 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the steel plate surface to C mass% and Mn mass% in the region of 100 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less from the steel plate surface. was measured.
  • Table 3 shows the measurement results of the steel plate structure, tensile strength, elongation, hole expandability, and delayed fracture resistance of the base steel plate and the projection weld.
  • the invention example was excellent in all of tensile strength, elongation, hole expansion ratio, delayed fracture resistance of the base steel sheet, and delayed fracture resistance of the projection welded portion.
  • any one or more of tensile strength, elongation, hole expansion ratio, delayed fracture resistance of the base steel sheet, and delayed fracture resistance of the projection welded portion was inferior.

Landscapes

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

Abstract

加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、さらにはプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性に優れる、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板およびその製造方法を提供すること。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトを含む複合組織を有し、前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％以上であり、かつ、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対し、それぞれ２０％以下である、高強度薄鋼板。

Description

高強度薄鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度薄鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、環境問題についての意識の高まりから、ＣＯ2排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、燃費向上に向けて車体の軽量化が課題となっている。そのため、自動車部品への高強度鋼板の適用による構造部品の薄肉化が進められており、特に、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板を適用することが進められている。
　自動車の構造用部品や補強用部品に使用される高強度鋼板は、加工性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品を成形するためには、伸び、穴広げ性といった個別の特性が優れていることだけではなく、その全てに優れた高強度鋼板が要求される。
　また、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、使用環境から侵入する水素によって、遅れ破壊（水素脆化）が懸念される。そのため、高強度薄鋼板を自動車分野に適用するためには、高強度薄鋼板が、高い成形性を有することに加えて、耐遅れ破壊特性に優れることが要求される。
　さらに、自動車の車体は、大部分、抵抗スポット溶接によって組み立てられるが、一部、抵抗スポット溶接機の溶接ガンが入り込めない部分は、ボルト溶接によって組み立てられる。また、異種材の組み立ての際にも、ボルト溶接を用いる場合が多い。このようにボルト溶接を用いる場合には、まず、鋼板にプロジェクション部を有するナットをプロジェクション溶接した上で、該ナットにボルトを通して組み立てられる。このようにボルト溶接を用いて製造された自動車においては、車体全体の剛性を保つために、プロジェクション溶接部にも応力がかかる。よって、プロジェクション溶接部の特性も重要となる。
　従来、鋼板の加工性と母材鋼板の耐遅れ破壊特性とを向上させる手段としては、例えば、特許文献１に記載のように、マルテンサイトおよびベイナイトの形状を制御する方法が知られている。また、プロジェクション溶接部における剥離強さを向上させる手段としては、例えば、特許文献２に記載のように、溶接条件を制御することで、剥離強さを改善する技術が開示されている。
特許第６０３２１７３号 特開２０１２－１５７９００号公報
　本発明者らは、母材鋼板の耐遅れ破壊特性のみではなく、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させるという新規な課題を認識するに至った。従来、加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、さらにはプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性の全てを総合的に満足する高強度薄鋼板は開発されていない。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性に優れる、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　なお、本発明において、「薄鋼板」とは、厚みが０．６ｍｍ以上２．８ｍｍ以下の鋼板を意味する。
　また、加工性に優れるとは、優れた伸びと、穴広げ性とを兼ね備えることを意味する。伸びが優れるとは、伸び（ＥＬ）が１４％以上であることを意味する。また、穴広げ性に優れるとは、穴広げ率（λ）が５０％以上であることを意味する。
　また、母材鋼板の耐遅れ破壊特性に優れるとは、鋼板全体を定荷重試験に供し、１００時間電解チャージしても割れが生じないことを意味する。
　また、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性に優れるとは、プロジェクション溶接部を定荷重試験に供し、１００時間電解チャージしても割れが生じないことを意味する。なお、以下では、母材鋼板の耐遅れ破壊特性とプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性とをまとめて、単に「耐遅れ破壊特性」と称することがある。
　本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、鋼板中のフェライト、焼戻しマルテンサイト、およびベイナイトの体積分率を特定の比率に制御し、かつ、各鋼板組織の平均結晶粒径を微細化し、加工性および遅れ破壊特性を劣化させる虞のある硬質なマルテンサイトを軟化し、さらに鋼板表層部のＣおよびＭｎの濃度を減少させることで、加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、さらにはプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性の全てを総合的に満足する高強度薄鋼板を得ることができることを見出した。すなわち、本発明者らは、以下の知見を得た。
（１）穴広げ試験時の打ち抜き時に、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトとの硬度差が大きいと、界面にボイドが生成してしまい、このボイド数が多くなると穴広げ性が劣化する。これに対し、本発明者らは、マルテンサイトを焼戻して軟化させることで、フェライトと焼戻しマルテンサイトとの硬度差を低減し、それにより、ボイド生成を低減させ、鋼板の加工性を向上させることができることを見出した。
（２）鋼中へ水素が侵入することにより、き裂が生成して鋼中で伝播し、いわゆる遅れ破壊が生じる。本発明者らは、鋭意検討の結果、複合組織鋼においてき裂が生成する箇所は、硬質なマルテンサイトであることを見出した。そして、マルテンサイトを焼戻すことで、き裂生成を低下させることができることを見出した。
（３）さらに、本発明者らは、強度を確保するために鋼中の合金成分を増加させると、プロジェクション溶接時の抵抗が高くなり、溶着界面に微小ボイドが発生することを見出した。また、微小ボイドを有する状態で応力が負荷され、また水素が侵入することで、微小ボイドからき裂が伝播することを見出した。本発明者らは鋭意検討の結果、焼鈍時の６００℃以上の温度域における露点、ならびに鋼中のＣおよびＭｎ含有量を適切に規定して、鋼板表層部のＣおよびＭｎの濃度を低減させることで、プロジェクション溶接時の初期の電流効率を増加させて前述のような微小ボイドをなくすことができることを知見した。これによりプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を向上することができることを見出した。
（４）さらに、鋼中の炭化物を水素のトラップサイトとすることで、鋼板表面からの水素の拡散を抑制することができ、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を顕著に向上できることを見出した。加熱段階や熱延工程において生成する炭化物は最終焼鈍後も粗大な炭化物として一部存在する。本発明者らは、粗大な炭化物は耐遅れ破壊特性への寄与は小さいことから、より一層の耐遅れ破壊特性向上には、水素トラップサイトになりえる微細な炭化物が所定量必要であることを見出した。さらに、微細な炭化物を所定量得るためには、焼鈍工程を適切に制御し、マルテンサイトを焼き戻し、また所定量のベイナイトを生成することが必要であることを見出した。なお、本発明者らの知見によれば、水素のトラップサイトとなる炭化物は主に、フェライトよりＣ量が多い焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒に存在し、Ｃ量が少ないフェライト粒内での析出量は少ない。そのため、本発明者らは、水素のトラップサイトとなる炭化物を確保し、耐遅れ破壊特性を向上するためには、鋼板中の焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の合計に対する、所定量の炭化物を粒内に有する焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の合計の体積分率を制御することが重要であることを見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は、以下の通りである。
［１］　質量％で、
Ｃ：０.１０％以上０.２２％以下、
Ｓｉ：０.５％以上１.５％以下、
Ｍｎ：１.２％以上２.５％以下、
Ｐ：０.０５％以下、
Ｓ：０.００５％以下、
Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下および
Ｎ：０.０１０％以下を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　フェライトを体積分率で５％以上３５％以下、
　焼戻しマルテンサイトを体積分率で５０％以上８５％以下、
　ベイナイトを体積分率で０%以上２０％以下含む複合組織を有し、
　前記フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
　前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
　前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％以上であり、
　かつ、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対し、それぞれ２０％以下である、高強度薄鋼板。
［２］　前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０.０５％以下、
Ｖ：０.０５％以下および
Ｎｂ：０.０５％以下からなる群から選択される一種以上を含有する、上記［１］に記載の高強度薄鋼板。
［３］　前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｏ:０.５０％以下、
Ｃｒ：０.５０％以下、
Ｃｕ:０.５０％以下、
Ｎｉ:０.５０％以下、
Ｂ:０.００３０％以下、
Ｃａ:０.００５０％以下、
ＲＥＭ：０.００５０％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．１０００％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下および
Ｚｎ：０．０２０％以下
からなる群から選択される一種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載の高強度薄鋼板。
［４］　上記［１］から［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
　次いで、前記熱延板を、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下の巻取温度まで冷却した後、該巻取温度で巻き取り、
　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
　次いで、酸洗後の前記熱延板に、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
　次いで、前記冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を－４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持し、
　次いで、前記冷延板を、前記第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持し、
　次いで、前記冷延板を、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却し、
　次いで、前記冷延板を、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持し、
　次いで、前記冷延板を酸洗する、高強度薄鋼板の製造方法。
　本発明によれば、加工性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、さらにはプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性に優れる、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。先ず、母材鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
　Ｃ：０.１０％以上０.２２％以下
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、第２相であるマルテンサイトおよびベイナイトの形成にも寄与する。なお、以下で「第２相」とは、特に明記しない限り「マルテンサイトおよびベイナイト」を意味する。Ｃの含有量が０．１０％未満では、フェライトの体積分率が増加するため、引張強さ確保が困難である。また、Ｃの含有量が０．１０％未満では、穴広げ性が劣化する。Ｃの含有量は、好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｃの含有量が０．２２％を超えると、プロジェクション溶接部の溶着界面の硬度が過剰に高くなるため、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。また、母材鋼板の耐遅れ破壊特性が劣化する。さらに、Ｃの含有量が０．２２％を超えると、フェライトの体積分率が減少する。また、伸び、および穴広げ性が劣化する。好ましくは、Ｃの含有量は０．２１％以下、より好ましくは、０．２０％以下である。
　Ｓｉ：０.５％以上１.５％以下
　Ｓｉはフェライトを固溶強化して、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｓｉの含有量が０.５％未満では、必要な強度が確保できないだけでなく、フェライトとマルテンサイトとの硬度差が大きくなり、穴広げ率が劣化する。さらに、Ｓｉの含有量が０.５％未満では、フェライトの体積分率が上昇し、また、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。よってＳｉの含有量は０.５％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０.６%以上である。一方で、Ｓｉの過剰な添加は、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性を低下させて、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、Ｓｉの過剰な添加は、フェライトの体積分率を増加させ、フェライトの平均結晶粒径を増加させ、焼戻しマルテンサイトの体積分率を低下させる。さらに、Ｓｉの過剰な添加は、微細炭化物の割合、引張強さ、穴広げ性、および母材鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させる。よって、Ｓｉの含有量は１.５％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは１.４％以下である。
　Ｍｎ：１.２％以上２.５％以下
　Ｍｎは固溶強化および第２相の生成を促進して、鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎは焼鈍中にオーステナイトを安定化させる効果も奏する。これらの効果を得るためには、Ｍｎを１.２％以上含有させる。Ｍｎの含有量は、好ましくは１.４％以上である。一方、過剰に含有させた場合、バンド状のミクロ偏析（Ｍｎバンド）が生成するため、伸び、穴広げ性および耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｍｎの含有量は２.５％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは２.４％以下である。
　Ｐ：０.０５％以下
　Ｐは固溶強化により鋼板の高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を劣化させる。よって、Ｐの含有量を０.０５％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０.０４％以下である。Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Ｐの含有量は０.０００５％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０.００５％以下
　Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、該硫化物の周辺から遅れ破壊が生じるため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓの含有量は０.００５％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは、０.００４５％以下とする。Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Ｓの含有量は０.０００２％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下
　Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０.０１％以上含有することが必要であるが、０.１０％を超えて含有しても効果が飽和するため、Ａｌの含有量は０.１０％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０.０６％以下である。
　Ｎ：０.０１０％以下
　Ｎは粗大な窒化物を形成して穴広げ性および耐遅れ破壊特性を劣化させることから、含有量を０.０１０％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０.００８％以下である。Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは、０.０００５％以上とする。
［任意成分］
　本発明の高強度薄鋼板は、上記の成分に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０.０５％以下、Ｖ：０.０５％以下およびＮｂ：０.０５％以下からなる群から選択される１種以上を含有していてもよい。
　Ｔｉ：０.０５％以下
　Ｔｉは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる元素である。Ｔｉを添加することで、微細な炭窒化物の焼鈍中の粒成長を好適に制御することが可能であるため、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｔｉの含有量は、好ましくは０.００１%以上、より好ましくは０．０１％以上とする。一方で、より良好な伸びを得るため、Ｔｉを添加する場合、その含有量は０.０５％以下とすることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０.０４％以下である。
　Ｖ：０.０５％以下
　Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｖの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．０１％以上とする。一方、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にして、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｖを添加する場合、その含有量は０.０５％以下とすることが好ましい。Ｖの含有量はより好ましくは０．０３％以下とする。
　Ｎｂ：０.０５％以下
　ＮｂもＶと同様に微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｎｂの含有量は、好ましくは０.００１%以上、より好ましくは０．０１％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｎｂを添加する場合、その含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂの含有量はより好ましくは０．０５％以下とする。
　また、本発明の高強度薄鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｍｏ:０.５０％以下、Ｃｒ：０.５０％以下、Ｃｕ:０.５０％以下、Ｎｉ:０.５０％以下、Ｂ:０.００３０％以下、Ｃａ: ０.００５０％以下、ＲＥＭ：０.００５０％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下およびＺｎ：０．０２０％以下からなる群から選択される一種以上を含有していてもよい。
　Ｍｏ:０.５０％以下
　Ｍｏは第２相の生成を促進して鋼板の強度をより上昇させる。また、焼鈍中にオーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の体積分率を制御するために必要な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、好ましくは０.０１０％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。一方で、第２相の過剰な生成を防ぎ、伸びと穴広げ性とをより良好とするため、Ｍｏを添加する場合、その含有量を０.５０％以下とすることが好ましい。Ｍｏの含有量はより好ましくは０．３％以下とする。
　Ｃｒ：０.５０％以下
　Ｃｒは第２相の生成を促進することで鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｃｒの含有量は、好ましくは０.０１０％以上、より好ましくは０．１％以上とする。一方で、第２相の過剰な生成を防ぎ、伸びおよび曲げ加工性をより良好とし、さらに表面酸化物の過剰な生成を防いで化成処理性をより良好とするため、Ｃｒを添加する場合、その含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。Ｃｒの含有量はより好ましくは０．３％以下とする。
　Ｃｕ:０.５０％以下
　Ｃｕは固溶強化により、また第２相を生成することにより、鋼板の強度をより上昇させる元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｃｕの含有量は、好ましくは０.０５％以上、より好ましくは０．１％以上とする。一方、０.５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｃｕを添加する場合、その含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量はより好ましくは０．３％以下とする。
　Ｎｉ:０.５０％以下
　ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により、また第２相の生成を促進するにより、鋼板の強度をより上昇させる元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量は、好ましくは０.０５％以上、より好ましくは０．１％以上とする。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕに起因する表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕとあわせて添加することが好ましい。一方、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性を良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。Ｎｉの含有量はより好ましくは０.３％以下とする。
　Ｂ:０.００３０％以下
　Ｂは、第２相の生成を促進することで鋼板の強度をより上昇させる。また、マルテンサイト変態開始点を低下させずに焼入れ性を確保可能な元素である。また粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、耐遅れ破壊特性をより向上させるために有効である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量は、好ましくは０.０００２％以上、より好ましくは０．０００５％以上とする。一方で、靭性を良好として耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｂを添加する場合、その含有量を０.００３０％以下とすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０.００２５％以下である。
　Ｃａ:０.００５０％以下
　Ｃａは、硫化物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｃａの含有量は、好ましくは０.０００５％以上とする。一方、０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｃａを添加する場合、その含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。Ｃａの含有量はより好ましくは０．００３％以下とする。
　ＲＥＭ：０.００５０％以下
　ＲＥＭは、Ｃａと同様、硫化物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は、好ましくは０.０００５％以上とする。一方、０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、ＲＥＭを添加する場合、その含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭの含有量はより好ましくは０．００１５％以下とする。
Ｔａ：０．１００％以下
　Ｔａは、微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｔａを添加する場合、その含有量は０.１００％以下とすることが好ましい。Ｔａの含有量はより好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｗ：０．５００％以下
　Ｗは、微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｗの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｗを添加する場合、その含有量は０.５００％以下とすることが好ましい。Ｗの含有量はより好ましくは０．３００％以下とする。
Ｓｎ：０．２００％以下
　Ｓｎは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みをより好適に制御し、穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｓｎの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｓｎを添加する場合、その含有量は０.２００％以下とすることが好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｓｂ：０．２００％以下
　Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みをより好適に制御し、穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｓｂの含有量は、好ましくは０.００１％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Ｓｂを添加する場合、その含有量は０.２００％以下とすることが好ましい。Ｓｂの含有量はより好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｍｇ：０．００５０％以下
　Ｍｇは、硫化物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｍｇの含有量は、好ましくは０.０００５％以上とする。一方、０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｍｇを添加する場合、その含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。Ｍｇの含有量はより好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｚｒ：０．１０００％以下
　Ｚｒは、介在物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｚｒの含有量は、好ましくは０.００１％以上とする。一方、０.１０００％超含有させても効果が飽和するため、Ｚｒを添加する場合、その含有量を０.１０００％以下とすることが好ましい。Ｚｒの含有量はより好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｃｏ：０．０２０％以下
　Ｃｏは、介在物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｃｏの含有量は、好ましくは０.００１％以上とする。一方、０.０２０％超含有させても効果が飽和するため、Ｃｏを添加する場合、その含有量を０.０２０％以下とすることが好ましい。Ｃｏの含有量はより好ましくは０．０１０％以下とする。
Ｚｎ：０．０２０％以下
　Ｚｎは、介在物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Ｚｎの含有量は、好ましくは０.００１％以上とする。一方、０.０２０％超含有させても効果が飽和するため、Ｚｎを添加する場合、その含有量を０.０２０％以下とすることが好ましい。Ｚｎの含有量はより好ましくは０．０１０％以下とする。
　上述した成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とする。
　次に、本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織について説明する。本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織は、フェライトを体積分率で５％以上３５％以下、焼戻しマルテンサイトを体積分率で５０％以上８５％以下、ベイナイトを体積分率で２０％以下含む複合組織とする。また、フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下とする。なお、ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。また、ここで述べる平均結晶粒径は、円相当の結晶粒径を指す。
　フェライトの体積分率：５％以上３５％以下
　フェライトの体積分率が３５％超の組織においては、１１８０ＭＰａ以上の引張強さとすることが困難である。フェライトの体積分率は、好ましくは３０％以下である。一方で、フェライトの体積分率が５％未満では、第２相が過剰に生成しているため、伸びが劣化する。そのため、フェライトの体積分率は５％以上とする。フェライトの体積分率は、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上とする。また、フェライトの体積分率は、好ましくは３０％以下、より好ましくは２８％以下とする。
　フェライトの平均結晶粒径：５μｍ以下
　フェライトの平均結晶粒径が５μｍ超では、プロジェクション溶接時に結晶粒がさらに粗大化することで溶着界面の靭性が劣化するため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、フェライトの結晶粒径は５μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは４μｍ以下とする。
　焼戻しマルテンサイトの体積分率：５０％以上８５％以下
　１１８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するためには、焼戻しマルテンサイトの体積分率は５０％以上とする。一方で、焼戻しマルテンサイトの体積分率が８５％超では、遅れ破壊時のき裂生成箇所が増大するため、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、焼戻しマルテンサイトの体積分率の上限は８５％以下とする。焼戻しマルテンサイトの体積分率は、好ましくは７５％以下とする。また、焼戻しマルテンサイトの体積分率は、好ましくは６０％以下とする。
　焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径：５μｍ以下
　焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ超では、プロジェクション溶接時に結晶粒がさらに粗大化することでプロジェクション溶接部の靭性が劣化し、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。また、マルテンサイトとフェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。そこで、その上限は５μｍとする。焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、好ましくは４.５μｍ以下、より好ましくは４μｍ以下である。
　ベイナイト：体積分率で０％以上２０％以下
　ベイナイトは鋼板の強度をより高めるため、体積分率で２０％以下であれば含有してもよい。しかしながら、ベイナイトは高い転位密度を含むため、体積分率が２０％超では、穴広げ試験時の打ち抜き後にボイドが過剰に生成するため、穴広げ性が劣化する。そのため、ベイナイトの体積分率は２０％以下とする。また、ベイナイトの体積分率は０％であってもよい。ベイナイトの体積分率は、好ましくは１５％以下とする。
　ここで、フェライト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率の測定方法は、以下の通りである。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察位置となるように切断し、断面を研磨した後、３ ｖｏｌ.％ナイタールで腐食し、観察面を得る。ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＦＥ-ＳＥＭ(電界放出形走査電子顕微鏡)を用いて、３０００倍の倍率で観察面を観察し、組織写真を得る。ポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、各相の面積率を測定し、その面積率を体積分率とみなす。
　また、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、上述したＳＥＭ、ＦＥ-ＳＥＭの組織写真から、予めフェライト粒および焼戻しマルテンサイト粒を識別しておいたデータを、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏに取り込み、写真中の全フェライト粒および焼戻しマルテンサイト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して算出する。
　また、本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％以上である。該構成によれば、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の微細な炭化物が、鋼中に侵入してきた水素のトラップサイトとして機能して、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させることができる。なお、上述したようにベイナイトの体積分率は０％であってもよく、その場合、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトの合計が、全焼戻しマルテンサイトに対し、体積分率で８５％以上あればよい。なお、フェライトにおいては炭化物がほぼ析出しないことから、炭化物の測定にあたり、フェライトは考慮していない。
　焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対し、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％未満では、トラップサイトとなる炭化物の量が十分ではないため、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。また、炭化物の粒径が、０.１μｍ未満であると、トラップサイトとなる炭化物の総表面積が小さくなるため、トラップする水素量が不足し、耐遅れ破壊特性が劣化する。一方、炭化物の粒径が１.０μｍ超であるとトラップサイトとしての安定でいられる箇所が限られ、一時的にトラップされたとしても水素が拡散されるため、耐遅れ破壊特性が劣化する。さらに、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの粒内の炭化物の個数が５個未満であると、トラップサイトとなる炭化物の量が十分ではないため、耐遅れ破壊特性が劣化する。焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対し、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計は、好ましくは体積分率で８８％以上、より好ましくは体積分率で９０％以上である。
　また、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対する粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の体積分率は、以下のように測定する。まず、ＴＥＭ(透過型電子顕微鏡)を用いて、鋼板表面から板厚１／４の位置において、鋼板組織を20000倍で観察し、視野中の全焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒内に存在する炭化物の粒径および数を算出する。炭化物の粒径は、予め炭化物を識別しておいたデータを、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏに取り込み、円相当直径を算出することで求める。粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を粒内に５個以上含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の合計の体積を算出する。また、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の体積も算出する。粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を粒内に５個以上含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の合計の体積を、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の体積で除して、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対する、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の、体積分率を算出する。
　さらに、本発明の高強度薄鋼板において、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対し、それぞれ２０％以下である。鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中、すなわち鋼板表層部のＣ質量％およびＭｎ質量％を低減させることによって、プロジェクション溶接時の初期の電流効率を増加させて、微小ボイドの発生を抑制することができる。鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％の２０％超では、プロジェクション溶接時に溶着界面に微小ボイドが存在するため、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。好ましくは、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％は、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％の１５％以下であり、より好ましくは１０％以下である。また好ましくは、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＭｎ質量％は、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＭｎ質量％の１５％以下であり、より好ましくは１０％以下である。鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％の割合の下限は特に規定しないが、好ましくは１％以上である。また、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＭｎ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＭｎ質量％の割合の下限は特に規定しないが、好ましくは１％以上である。
　鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％の割合は、以下のように測定する。まず鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように試料を切り出し、観察面をダイヤモンドペーストで研磨する。次いで、アルミナを用いて観察面に仕上げ研磨を施す。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、観察面の、鋼板表面から板厚方向で２００μｍ以下の範囲でライン分析を３視野分実施し、各視野について、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％の割合を算出し、３視野分の平均値を求める。
　なお、本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織は、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト以外に、残留オーステナイト、パーライトおよび未結晶フェライトを含んでいてもよい。ただし、残留オーステナイトの体積分率は１０％以下が好ましく、より好ましくは５％以下である。パーライトの体積分率は１０％以下が好ましく、より好ましくは５％以下である。未結晶フェライトの体積分率は１０％以下が好ましく、より好ましくは５％以下である。
　なお、残留オーステナイトの体積分率は、以下のように測定する。まず、鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで研磨し、観察面とする。該観察面を、Ｘ線回折法により観察した。ＭｏのＫα線を線源とし、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折装置（Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）を用いて、鉄のフェライトの[２００]面、[２１１]面、[２２０]面と、オーステナイトの[２００]面、[２２０]面、[３１１]面のＸ線回折線の積分強度を測定する。これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６、６２－６４に記載の計算式から、残留オーステナイトの体積分率を求める。
　パーライト、および未再結晶フェライトの体積分率の測定方法は、以下の通りである。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察位置となるように切断し、断面を研磨した後、３ ｖｏｌ.％ナイタールで腐食し、観察面を得る。ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＦＥ-ＳＥＭ(電界放出形走査電子顕微鏡)を用いて、３０００倍の倍率で観察面を観察し、組織写真を得る。ポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、各相の面積率を測定し、その面積率を体積分率とみなす。
　また、本発明の高強度薄鋼板は、めっき層を備えてもよい。めっき層の組成は特に限定されず、一般的な組成であり得る。めっき層はいかなる方法によって形成されていてもよく、例えば、溶融めっき層、または電気めっき層であり得る。また、めっき層は合金化されていてもよい。めっき金属は特に限定されず、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等であり得る。
　次に、本発明の高強度薄鋼板の製造方法について説明する。なお、高強度薄鋼板の製造方法について、各温度範囲は、特に言及しない限り、鋼スラブまたは鋼板の表面温度である。
　本発明の高強度薄鋼板の製造方法においては、上述した成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
　次いで、前記熱延板を、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下の巻取温度まで冷却した後、該巻取温度で巻き取り、
　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
　次いで、酸洗後の前記熱延板に、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
　次いで、前記冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を－４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持し、
　次いで、前記冷延板を、前記第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持し、
　次いで、前記冷延板を、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却し、
　次いで、前記冷延板を、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持し、
　次いで、前記冷延板を酸洗する。
　はじめに、上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。まず鋼素材を溶製して上記成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止するため、鋼スラブは連続鋳造法によって製造することが好ましい。
　次いで、製造した鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とする。一例においては、上記のように製造した鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後スラブ加熱してから圧延する。スラブ加熱温度は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
　この他、熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、製造した鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する直送圧延、または製造した鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延などが挙げられる。
　熱間圧延の仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下
　鋼板内の組織均一微細化、および材質の異方性低減により、焼鈍後の母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させるため、熱間圧延の仕上げ圧延はオーステナイト単相域にて終了する必要がある。よって、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延板の組織が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化して、穴広げ性ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。よって、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上９５０℃以下とする。熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は、好ましくは、８８０℃以上である。また、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は、好ましくは、９２０℃以下である。
　３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度
　次いで、熱延板を、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下の巻取温度まで冷却する。熱間圧延終了後、冷却過程でオーステナイトがフェライト変態するが、冷却速度が遅いとフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷を実施することで、組織を均質化する。そのため、熱間圧延終了後の熱延板は、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。熱間圧延終了後の熱延板は、好ましくは３５℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。第１平均冷却速度が３０℃／ｓ未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延板の鋼板組織が不均質となり、穴広げ性ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第１平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは、２５０℃／ｓ、より好ましくは、１００℃／ｓ以下とする。
　５５０℃以下の巻取温度
　次いで、５５０℃以上の巻取温度まで冷却した熱延板を、５５０℃以下の巻取温度で巻き取る。巻取り温度が５５０℃超では、熱延板の鋼板組織にフェライトおよびパーライトが過剰に生成し、均一微細な組織が得られず、最終的に得られる高強度薄鋼板の組織においてフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が粗大化して、組織が不均質となり、穴広げ性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。巻取温度は、好ましくは５００℃以下である。巻取り温度の下限は特に規定しないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成して、冷間圧延負荷が増大するため、巻取温度は３００℃以上とすることが好ましい。
　次いで、巻取り後、冷間圧延の前に、熱延板表面のスケールを除去する目的で熱延板に酸洗を施す。酸洗条件は適宜設定すればよい。
　次いで、酸洗後の熱延板に、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とする。本発明では３０％以上の圧下率で冷間圧延を施す。圧下率が３０％未満であると、フェライトの再結晶が促進されず、フェライトおよびマルテンサイトが粗大化して、穴広げ性、耐遅れ破壊特性、および伸びが劣化するためである。なお、圧下率の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは、９５％以下とする。
　次いで、再結晶を進行させるとともに、鋼板組織に微細なフェライト、マルテンサイト、およびベイナイトを形成して鋼板を高強度化するために、冷延板に焼鈍を施す。具体的には、冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を－４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持し、次いで、前記第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持し、次いで、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却し、次いで、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持する。
　まず、冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を－４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持する。以下では、８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度での３０ｓ以上８００ｓ以下の保持を、「第１均熱」とも称する。
　平均加熱速度：３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下
　冷延板を、８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱することで、焼鈍後に得られる結晶粒を微細化させることが可能である。冷延板を急速に加熱すると、再結晶が進行しにくくなり、さらに異方性を持つ結晶粒が生じる。また、フェライトの体積分率が増加し、一方、焼戻しマルテンサイトの体積分率が低下して、１１８０ＭＰａ以上の引張強さとすることが困難となり、伸び、穴広げ性、ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化するため、平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。また、加熱速度が小さすぎると、フェライトやマルテンサイト粒が粗大化して所定の平均結晶粒径とならず、穴広げ性ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化するため、平均加熱速度は３℃／ｓ以上とする。冷延板の８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度までの平均加熱速度は、好ましくは５℃／ｓ以上である。
　６００℃以上の温度域の露点：－４０℃以上１０℃以下
　焼鈍後の鋼板表層部のＣ質量％およびＭｎ質量％を低減するために、第１均熱温度までの加熱、および第１均熱において、６００℃以上の温度域の露点は－４０℃以上１０℃以下とする。なお、焼鈍炉内で、鋼板の表面温度が６００℃以上となる領域の露点が－４０℃以上１０℃以下であれば、６００℃以上の温度域の露点が－４０℃以上１０℃以下であるとする。露点が－４０℃未満では、表層部のＣ質量％およびＭｎ質量％が増加し、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。６００℃以上の温度域の露点は、好ましくは－３０℃以上である。露点を－３０℃以上とすることで、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％の１０％未満となり、耐遅れ破壊特性がより向上する。一方で、露点が１０℃超となると、焼鈍後の鋼板表層部のＭｎ質量％が増加し、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。６００℃以上の温度域の露点は、好ましくは５℃以下である。
　第１均熱温度：８００℃以上９００℃以下
　第１均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域の温度域の所定の温度とする。第１均熱温度が８００℃未満ではフェライト分率が増加し、焼戻しマルテンサイトの体積分率が減少するため、強度確保が困難になる。よって、第１均熱温度は８００℃以上とする。一方、均熱温度が高すぎると、オーステナイト単相領域での均熱となり、オーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、結晶粒が粗大化することで、最終的に得られる焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が大きくなり、また焼戻しマルテンサイトの体積分率が増加して、伸び、穴広げ性、ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、第１均熱温度は９００℃以下とする。第１均熱温度は、好ましくは８８０℃以下である。
　第１均熱温度での保持時間：３０ｓ以上８００ｓ以下
　再結晶を進行させ、また一部の組織をオーステナイト変態させるために、第１均熱温度にて３０ｓ以上保持する。第１均熱温度における保持時間が３０ｓ未満であると、フェライトの体積分率が増加し、焼戻しマルテンサイトの体積分率が低下して、引張強さが劣化する。一方、第１均熱温度における保持時間が８００ｓ超では、Ｍｎのミクロ偏析が助長されるため、穴広げ性や、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。よって、第１均熱温度における保持時間は８００ｓ以下とする。保持時間は好ましくは６００ｓ以下である。保持時間を６００ｓ以下とすることで、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＭｎ質量％は、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＭｎ質量％の１０％未満となり、耐遅れ破壊特性が向上する。
　次いで、冷延板を、第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持した後、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却する。以下では、第２均熱温度での３００ｓ以下の保持を、「第２均熱」とも称する。
　第２平均冷却速度：１０℃/ｓ以上
　第１均熱の後は、第１均熱温度から室温まで、１０℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で冷却する。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、フェライトの体積分率が増加し、また、引張強さおよび穴広げ性が劣化する。第２平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは、２００℃／ｓ以下、より好ましくは、１００℃／ｓ以下、さらにより好ましくは、５０℃／ｓ以下とする。
　第２均熱温度：３５０℃以上４７５℃以下
　均熱後の冷却停止温度が３５０℃未満では、一部オーステナイト粒がマルテンサイト変態してしまい、その後の焼戻し処理により炭化物が粗大化してしまうため、水素トラップサイトとなる炭化物が不十分となり、耐遅れ破壊特性が劣化する。また、均熱後の冷却停止温度が４７５℃超では、パーライトが過剰に生成するため、焼戻しマルテンサイトの体積分率が低下し、かつフェライトの体積分率が増加して、引張強さおよび穴広げ性が劣化する。第２均熱温度は、好ましくは４５０℃以下である。
　第２均熱温度での保持時間：３００ｓ以下
　上記の冷却後は、ベイナイトを生成するために３５０℃以上４７５℃以下の所定の第２均熱温度で３００ｓ以下保持する。保持時間が３００ｓを超えると、ベイナイトの体積分率が増加し、穴広げ性が劣化する。また、焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒に含まれる粒径０．１μｍ以上１．０μｍ以下の炭化物の個数が減少し、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、第２均熱温度での保持時間は３００ｓ以下とする。第２均熱温度での保持時間は、好ましくは２００ｓ以下とする。第２均熱温度での保持時間の下限は特に制限されることなく、０ｓでもよい。
　第３平均冷却速度：１００℃/ｓ以上
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。第２均熱後、残存するオーステナイトをマルテンサイト変態させるために、冷延板を１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で冷却する。第３平均冷却速度が１００℃/ｓ未満では、その後の焼戻し処理により炭化物が粗大化してしまうため、水素トラップサイトとなる微細な炭化物の量が不十分となり、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第３平均冷却速度は、好ましくは、１５０℃/ｓ以上、より好ましくは２００℃/ｓ以上とする。なお、冷却方法は、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度が得られればよく、例えば、ガス冷却、ミスト冷却、および水冷などが挙げられる。低コストとする観点からは、水冷で冷却を行うことが好ましい。第３平均冷却速度の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは、２０００℃／ｓ以下、より好ましくは、１２００℃／ｓ以下とする。
　次いで、室温まで冷却した冷延板を、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持する。この焼戻し処理により、マルテンサイトが焼戻されて、耐遅れ破壊特性が向上する。
　第３均熱温度：２００℃以上４００℃以下
　第３均熱温度が２００℃未満もしくは４００℃超では、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の微細な炭化物を充分得ることができないため、水素トラップサイトとなる炭化物が不十分となり、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。
　第３均熱温度における保持時間：１８０ｓ以上１８００ｓ以下
　同様に、第３均熱温度が１８０ｓ未満もしくは１８００ｓ超えでは、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の微細な炭化物を充分得ることができないため、水素トラップサイトとなる炭化物が不十分となり、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第３均熱温度における保持時間は、好ましくは１５００ｓ以下とする。
　酸洗処理
　次いで、焼戻し処理後の冷延板を、酸洗する。酸洗は、鋼板表層に濃化したＳｉ、およびＭｎなどの酸化物を除去するために実施する。酸洗をしないと、これらの酸化物が十分に除去されず、ＳｉおよびＭｎなどの合金元素が鋼板表面に過度に濃化したままとなり、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。なお、酸洗条件は特に限定する必要はなく、塩酸、硫酸等を使用する常用の酸洗方法がいずれも適用できるが、好ましくはｐＨが１.０以上４.０以下、温度が１０℃以上１００℃以下、浸漬時間が５ｓ以上２００ｓ以下の条件で酸洗する。
　酸洗後に、高強度薄鋼板にめっき処理を施してもよい。めっき金属の種類は特に限定されず、一例においては亜鉛である。亜鉛めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、および溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき処理を例示できる。溶融亜鉛めっきを施す場合、めっき浴に浸漬する高強度薄鋼板の温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃以上、（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下とすることが好ましい。めっき浴に浸漬する高強度薄鋼板の温度が（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃以上であれば、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の凝固をより好適に防いで、めっき外観を向上することができる。また、めっき浴に浸漬する高強度薄鋼板の温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下であれば、量産性がより良好である。
　また、溶融亜鉛めっき後は、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきに合金化処理を施すことができる。４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことにより、亜鉛めっき中のＦｅ濃度が７％以上１５％以下になり、溶融亜鉛めっきの密着性や、塗装後の耐食性が向上する。
　溶融亜鉛めっきには、Ａｌを０.１０％以上０.２０％以下含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。
　また、酸洗後の高強度薄鋼板に調質圧延を施してもよい。酸洗後の高強度薄鋼板に調質圧延を施す場合、調質圧延の伸長率は、好ましくは、０．０５％以上２．０％以下とする。
　以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す化学組成を有する鋼素材を溶製し、連続鋳造して鋼スラブを製造した。次いで、熱間圧延加熱温度を１２５０℃、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件として、鋼スラブに熱間圧延を施し、熱延板を得た。次いで、熱延板を、表２で示す第１平均冷却速度（冷速１）で巻取り温度（ＣＴ）まで冷却し、該巻取り温度で巻取った。次いで、熱延板を酸洗した後、表２に示す圧下率で冷間圧延を施し、冷延板（板厚：１.４ｍｍ）を製造した。かくして得られた冷延板を、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）に供給して、以下の焼鈍を施した。まず、冷延板を、表２に示す平均加熱速度で加熱し、表２に示す第１均熱温度および均熱時間（第１保持時間）で焼鈍した。次いで、冷延板を、表２に示す第２平均冷却速度（冷速２）で第２均熱温度まで冷却した。次いで、冷延板を、該第２均熱温度で、表２に示す時間（第２保持時間）保持した後、第３平均冷却速度（冷速３）で室温まで冷却した。次いで、焼戻し処理として、冷延板を、第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で表２に示す時間（第３保持時間）保持した後、酸洗して鋼板を得た。
　製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を、圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（１９９８）に準拠した引張試験により、引張強さ（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）を測定した。
　穴広げ率は、ＪＩＳ Ｚ２２５６(２０１０)に準拠して測定した。クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした。次いで、６０°の円錐状のポンチで穴を押し広げ、穴の縁に発生する割れが少なくとも１か所で厚さ方向に貫通したときの穴の径の拡大量を、初期の穴の径に対する貫通したときの穴の径の比で表し、穴広げ率（λ）とした。λ（％）が５０％以上を有する鋼板を、良好な穴広げ性を有する鋼板とした。
　母材鋼板の耐遅れ破壊特性は、以下のように測定した。はじめに、製造した鋼板から、圧延方向を長手方向として、３０ｍｍ×１００ｍｍの鋼片を切り出した。該鋼片の端面を研削加工した。さらに鋼片を長手方向にＵ字曲げ加工した際に対向する位置に２つのボルト穴を設けて、試験片とした。試験片に対し、プレス成形機を用いて、ポンチ先端部における曲率半径を１０ｍｍとして１８０°のＵ字曲げ加工を施した。Ｕ字曲げ加工後、試験片はスプリングバック（弾性回復）により、対向する面同士が離れるように（Ｕ字が外側に開くように）変形する。このようにスプリングバックを起こした試験片のボルト穴にボルトを挿入し、対向する面同士の間隔が２０ｍｍ、または２５ｍｍになるようにボルト締結し、試験片に応力を負荷した。ボルト締結した試験片を、２５℃の３.０％ＮａＣｌ+０.３％ ＮＨ4ＳＣＮ水溶液に浸漬して、該試験片を陰極とした電解チャージを行い、試験片の鋼中に水素を侵入させた。電流密度は１.０ｍＡ/ｃｍ2とし、対極は白金とした。浸漬開始から１００時間後も対向する面同士の間隔が２５ｍｍの試験片が破断しないものを、母材鋼板の耐遅れ破壊特性が良好（○）、浸漬開始から１００時間後も対向する面同士の間隔が２０ｍｍの試験片が破断しないものを、母材鋼板の耐遅れ破壊特性が特に良好（◎）、と評価した。
　プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性は、以下のように測定した。はじめに、製造した鋼板から５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を採取し、中央部に直径１０ｍｍの穴をあけた。該試験片と、４点のプロジェクション部を有するＭ６溶接用ナットとを、試験片の穴の中心とナットの穴の中心とが一致するように交流溶接機にセットした。該交流溶接機に取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の溶接ガンを用いて、試験片と溶接用ナットとをプロジェクション溶接し、プロジェクション溶接部を保有した試験片を作製した。なお、溶接ガンに備えて使用した一対の電極チップは、平型３０ｍｍφの電極とした。溶接条件は、加圧力を３０００Ｎ、通電時間は７サイクル（５０Ｈｚ）、溶接電流は１２ｋＡ、ホールド時間は１０サイクル（５０Ｈｚ）とした。プロジェクション溶接部を保有した試験片のナット穴にボルトを固定し、スペーサの上にのせた。次いで、ＪＩＳ Ｂ １１９６(２００１)に準拠した押込みはく離試験によって、溶接したナットにボルトをねじ込み、荷重中心ができるだけねじの中心と一致するようにボルトの頭部に圧縮荷重を徐々に加え、ナットが鋼板から剥離するときの荷重を測定した。このときの剥離強度をＰＳとした。上記と同様の方法でボルトを固定した試験片を作製し、０.５×ＰＳ、および０.７×ＰＳの荷重を負荷した。その後、室温で塩酸水溶液（ｐＨ＝２.２）に浸漬して、ナットが鋼板から剥離する時間を評価した。０.５×ＰＳの荷重を負荷した場合に、１００時間後も破断しないものを、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が良好（○）、０.７×ＰＳの荷重を負荷した場合に、１００時間後も破断しないものを、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が特に良好（◎）、と評価した。
　前述した方法にしたがって、製造した鋼板中のフェライト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率と、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を算出した。また、前述した方法にしたがって、残留オーステナイト、パーライト、および未結晶フェライトの体積分率を算出した。
　また、前述した方法にしたがって、全焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計に対する粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を含む焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒の体積分率を算出した。さらに、前述した方法にしたがって、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対する、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％の割合を測定した。
　鋼板組織、引張強さ、伸び、穴広げ性、ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性の測定結果を、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　発明例は、引張強さ、伸び、穴広げ率、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性のいずれにも優れていた。これに対し、比較例は、引張強さ、伸び、穴広げ率、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性のいずれか１つ以上が劣っていた。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０.１０％以上０.２２％以下、
    Ｓｉ：０.５％以上１.５％以下、
    Ｍｎ：１.２％以上２.５％以下、
    Ｐ：０.０５％以下、
    Ｓ：０.００５％以下、
    Ａｌ：０.０１％以上０.１０％以下および
    Ｎ：０.０１０％以下を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　フェライトを体積分率で５％以上３５％以下、
    　焼戻しマルテンサイトを体積分率で５０％以上８５％以下、
    　ベイナイトを体積分率で０%以上２０％以下含む複合組織を有し、
    　前記フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
    　前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、
    　前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径０.１μｍ以上１.０μｍ以下の炭化物を５個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で８５％以上であり、
    　かつ、鋼板表面から板厚方向で２０μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％が、鋼板表面から１００μｍ以上２００μｍ以下の領域中のＣ質量％およびＭｎ質量％に対し、それぞれ２０％以下である、高強度薄鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０.０５％以下、
    Ｖ：０.０５％以下および
    Ｎｂ：０.０５％以下からなる群から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載の高強度薄鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｍｏ:０.５０％以下、
    Ｃｒ：０.５０％以下、
    Ｃｕ:０.５０％以下、
    Ｎｉ:０.５０％以下、
    Ｂ:０.００３０％以下、
    Ｃａ:０.００５０％以下、
    ＲＥＭ：０.００５０％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、
    Ｚｒ：０．１０００％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下および
    Ｚｎ：０．０２０％以下
    からなる群から選択される一種以上を含有する、請求項１または２に記載の高強度薄鋼板。
  4. 　請求項１から３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
    　次いで、前記熱延板を、３０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で５５０℃以下の巻取温度まで冷却した後、該巻取温度で巻き取り、
    　次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
    　次いで、酸洗後の前記熱延板に、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
    　次いで、前記冷延板を、６００℃以上の温度域の露点を－４０℃以上１０℃以下として、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８００℃以上９００℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上８００ｓ以下保持し、
    　次いで、前記冷延板を、前記第１均熱温度から１０℃/ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで冷却し、該第２均熱温度で３００ｓ以下保持し、
    　次いで、前記冷延板を、１００℃/ｓ以上の第３平均冷却速度で室温まで冷却し、
    　次いで、前記冷延板を、２００℃以上４００℃以下の第３均熱温度まで再加熱し、該第３均熱温度で１８０ｓ以上１８００ｓ以下保持し、
    　次いで、前記冷延板を酸洗する、高強度薄鋼板の製造方法。
PCT/JP2020/027730 2019-08-06 2020-07-16 高強度薄鋼板およびその製造方法 Ceased WO2021024748A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2022001480A MX2022001480A (es) 2019-08-06 2020-07-16 Hoja de acero delgada de alta resistencia y metodo para su fabricacion.
US17/632,566 US12195819B2 (en) 2019-08-06 2020-07-16 High-strength thin steel sheet and method for manufacturing same
KR1020227005258A KR102682666B1 (ko) 2019-08-06 2020-07-16 고강도 박강판 및 그의 제조 방법
JP2020560504A JP6874919B1 (ja) 2019-08-06 2020-07-16 高強度薄鋼板およびその製造方法
CN202080055493.2A CN114207170B (zh) 2019-08-06 2020-07-16 高强度薄钢板及其制造方法
EP20850681.6A EP4012055A4 (en) 2019-08-06 2020-07-16 HIGH STRENGTH THIN STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-144678 2019-08-06
JP2019144678 2019-08-06

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021024748A1 true WO2021024748A1 (ja) 2021-02-11

Family

ID=74503517

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/027730 Ceased WO2021024748A1 (ja) 2019-08-06 2020-07-16 高強度薄鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US12195819B2 (ja)
EP (1) EP4012055A4 (ja)
JP (1) JP6874919B1 (ja)
KR (1) KR102682666B1 (ja)
CN (1) CN114207170B (ja)
MX (1) MX2022001480A (ja)
WO (1) WO2021024748A1 (ja)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2022190958A1 (ja) * 2021-03-10 2022-09-15
US20230036084A1 (en) * 2019-12-13 2023-02-02 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2023188643A1 (ja) * 2022-03-31 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023218731A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023218730A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
EP4269644A4 (en) * 2021-03-10 2024-03-13 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
WO2025115291A1 (ja) * 2023-11-27 2025-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接部材、および鋼板の製造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220169497A (ko) * 2021-06-18 2022-12-28 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 고항복비 초고강도 강판 및 그 제조방법

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6032173B2 (ja) 1974-12-28 1985-07-26 富士写真フイルム株式会社 画像形成法
JP2009203550A (ja) * 2008-01-31 2009-09-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2009215571A (ja) * 2008-03-07 2009-09-24 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2012157900A (ja) 2011-01-13 2012-08-23 Nippon Steel Corp プロジェクション溶接継手およびその製造方法
WO2017179372A1 (ja) * 2016-04-14 2017-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018055695A1 (ja) * 2016-09-21 2018-03-29 新日鐵住金株式会社 鋼板

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6032173U (ja) 1983-08-11 1985-03-05 三菱自動車工業株式会社 車体のフロントエンド構造
BE1013359A3 (fr) * 2000-03-22 2001-12-04 Centre Rech Metallurgique Procede pour la fabrication d'une bande en acier multiphase laminee a chaud.
JP4268079B2 (ja) * 2003-03-26 2009-05-27 株式会社神戸製鋼所 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
US8343288B2 (en) 2008-03-07 2013-01-01 Kobe Steel, Ltd. Cold rolled steel sheet
JP4712882B2 (ja) * 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP5668337B2 (ja) * 2010-06-30 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5928405B2 (ja) * 2013-05-09 2016-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板及びその製造方法
JP6032173B2 (ja) 2013-10-15 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 引張最大強度９８０ＭＰａを有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2016001704A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
JP6044743B2 (ja) * 2014-07-31 2016-12-14 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP6541504B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-10 株式会社神戸製鋼所 製造安定性に優れた高強度高延性鋼板、及びその製造方法、並びに高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板
MX2018007364A (es) * 2016-03-25 2018-08-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero de alta resistencia y lamina de acero galvanizada de alta resistencia.
MX2018011687A (es) * 2016-03-31 2019-02-18 Jfe Steel Corp Lamina de acero y lamina de acero chapeada, metodo para la produccion de lamina de acero laminada en caliente, metodo para la produccion de lamina de acero extra-dura laminada en frio, metodo para la produccion de lamina tratada termicamente, metodo para la produccion de lamina de acero, y metodo para la produccion de lamina de acero chapeada.
JP6424967B2 (ja) * 2016-05-25 2018-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき鋼板およびその製造方法
KR102206448B1 (ko) * 2016-08-10 2021-01-21 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 그의 제조 방법
CN109642281B (zh) * 2016-08-31 2021-02-23 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧薄钢板及其制造方法
CN108977726B (zh) * 2017-05-31 2020-07-28 宝山钢铁股份有限公司 一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带及其制造方法
US12331374B2 (en) 2018-10-17 2025-06-17 Jfe Steel Corporation Thin steel sheet and method for manufacturing same

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6032173B2 (ja) 1974-12-28 1985-07-26 富士写真フイルム株式会社 画像形成法
JP2009203550A (ja) * 2008-01-31 2009-09-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2009215571A (ja) * 2008-03-07 2009-09-24 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2012157900A (ja) 2011-01-13 2012-08-23 Nippon Steel Corp プロジェクション溶接継手およびその製造方法
WO2017179372A1 (ja) * 2016-04-14 2017-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018055695A1 (ja) * 2016-09-21 2018-03-29 新日鐵住金株式会社 鋼板

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Handbook of X-ray Diffraction", 2000, RIGAKU CORPORATION, pages: 26,62 - 64

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20230036084A1 (en) * 2019-12-13 2023-02-02 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
JPWO2022190958A1 (ja) * 2021-03-10 2022-09-15
WO2022190958A1 (ja) * 2021-03-10 2022-09-15 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
EP4269643A4 (en) * 2021-03-10 2024-03-13 Nippon Steel Corporation COLD ROLLED STEEL SHEET AND PRODUCTION PROCESS THEREOF
EP4269644A4 (en) * 2021-03-10 2024-03-13 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
WO2023188643A1 (ja) * 2022-03-31 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法
JPWO2023188643A1 (ja) * 2022-03-31 2023-10-05
JP7619483B2 (ja) 2022-03-31 2025-01-22 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板、部材およびそれらの製造方法
JPWO2023218730A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16
JPWO2023218731A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16
WO2023218730A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7601257B2 (ja) 2022-05-11 2024-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7601256B2 (ja) 2022-05-11 2024-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023218731A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
EP4502218A4 (en) * 2022-05-11 2025-07-30 Jfe Steel Corp STEEL SHEET, ELEMENT AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
EP4502217A4 (en) * 2022-05-11 2025-07-30 Jfe Steel Corp STEEL SHEET, ELEMENT AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
WO2025115291A1 (ja) * 2023-11-27 2025-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接部材、および鋼板の製造方法
JP7722606B1 (ja) * 2023-11-27 2025-08-13 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接部材、および鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US12195819B2 (en) 2025-01-14
JPWO2021024748A1 (ja) 2021-09-13
CN114207170A (zh) 2022-03-18
MX2022001480A (es) 2022-03-02
CN114207170B (zh) 2022-09-13
US20220275471A1 (en) 2022-09-01
EP4012055A4 (en) 2022-08-31
EP4012055A1 (en) 2022-06-15
KR102682666B1 (ko) 2024-07-08
JP6874919B1 (ja) 2021-05-19
KR20220033519A (ko) 2022-03-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6874919B1 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP7088140B2 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP7001204B1 (ja) 鋼板及び部材
EP3467134B1 (en) High-strength thin steel sheet and method for manufacturing same
JP6787535B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
TWI513524B (zh) High-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in mechanical truncation characteristics, and the like
TWI418640B (zh) High-strength hot-dip galvanized steel sheet and its manufacturing method
CN109154045B (zh) 镀覆钢板及其制造方法
WO2021019947A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP2527484B1 (en) Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability
JP6950826B2 (ja) 高強度鋼板、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法および高強度鋼板の製造方法
CN113272465B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
KR20130032392A (ko) 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2017169939A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2019003450A1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
WO2020170667A1 (ja) 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法
WO2017169940A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
EP3940091A1 (en) Hot press member, production method for steel sheet for hot press, and production method for hot press member
CN117337221A (zh) 汽车用构件及其电阻点焊方法
JP7800780B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20260047615A (ko) 강판, 저항 스폿 용접 방법, 저항 스폿 용접 부재, 및 강판의 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020560504

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

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

Ref document number: 20850681

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2022/001480

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20227005258

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020850681

Country of ref document: EP

Effective date: 20220307

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: MX/A/2022/001480

Country of ref document: MX