WO2024241645A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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涼平 森本
一輝 遠藤
雅毅 多田
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • the present invention relates to a high-strength steel sheet with excellent LME resistance that is suitable for use as a component in the automotive, electrical, and other industrial fields formed by cold pressing, and a manufacturing method thereof.
  • impact angle refers to a state in which the axis of the welding electrode is not perpendicular to the surface of the steel plate.
  • Patent Document 1 discloses a technology that realizes a high-strength steel sheet with excellent LME resistance, a tensile strength of 980 MPa or more, a total elongation of 20% or more, and excellent LME resistance, by controlling the frequency of corresponding grain boundaries in the steel sheet surface layer after high-temperature tensile testing and the thickness of the softened surface layer.
  • Patent Document 2 discloses a technology for realizing a steel sheet having LME resistance, high strength, and excellent ductility by introducing oxygen into the surface layer of a steel slab during continuous casting to form iron oxide, which is a site for the formation of titanium nitride, and inhibiting the bonding of B in the steel with dissolved nitrogen in the subsequent annealing process and promoting the formation of (Fe, Mn) 2 B in the surface layer region of the steel sheet.
  • Patent Document 3 also proposes a technique for preventing LME cracking by removing the plating layer from the area to be welded prior to spot welding.
  • Patent Document 1 requires the reduction of Si in order to reduce the frequency of corresponding grain boundaries in the steel sheet surface layer, and it is presumed that it is difficult to impart good formability to steel sheets with strength levels higher than the 980 MPa class.
  • Patent Document 3 requires a step of removing the plating layer in advance, which increases manufacturing costs. In addition, because the plating layer is removed, it is believed that the corrosion resistance of the welded portion decreases.
  • the present invention aims to provide steel sheets that have excellent LME resistance, high strength and good formability, and a manufacturing method thereof, using a method different from that of conventional technology.
  • the above-mentioned steel sheets include hot-rolled steel sheets, cold-rolled steel sheets, and plated steel sheets such as GA and GI.
  • high strength refers to a TS of 980 MPa or more
  • good formability refers to satisfying the relationship between tensile strength TS and elongation El shown in the following formula (7). (Formula 7) TS 1.5 ⁇ El ⁇ 390000
  • the inventors conducted extensive research into the chemical composition and microstructure of steel sheets. As a result, by precisely controlling the slab heating conditions, temperature management from hot rolling to coiling, and annealing conditions, and by controlling the state of elements contained in the steel, they discovered the following:
  • the dissolved elements present in the steel during welding, or the dissolved elements produced by dissolving the precipitates prevent the intrusion of zinc, improving LME resistance.
  • the precipitate radius of a particular element is larger than a specified value, the precipitates will not dissolve sufficiently during welding, and not only will it be impossible to expect improvement in LME resistance due to the dissolved elements, but it is quite possible that new cracks will occur starting from the coarse precipitates not only during manufacturing but also after press working and during welding.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • the composition is composed of Fe and unavoidable impurities.
  • the microstructure of the steel plate at the 1/4 position of the plate thickness is The total area ratio of tempered martensite and bainite is 40% or more and 85% or less, The area ratio of fresh martensite is 0% or more and 25% or less, The area ratio of retained austenite is 5% or more and 20% or less, The remainder is at least one of ferrite and pearlite in an area ratio of 0% to 20%.
  • the Nb has a relationship between the amount of dissolved Nb (Nb sol ), the amount of Nb in Nb precipitates having a grain size of less than 20 nm (Nb pre ), and the total amount of Nb (Nb) contained in the steel sheet, which satisfies the following (Formula 1): A high-strength steel plate having a diffusible hydrogen content of 0.50 mass ppm or less. (Formula 1) (Nb sol /Nb) + (Nb pre /Nb) ⁇ 0.40 In formula 1, Nb sol represents the amount of dissolved Nb (mass %), and Nb pre represents the amount of Nb (mass %) in Nb precipitates having a grain size of less than 20 nm.
  • V 0.500% or less by mass%, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Co: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, Bi: 0.200% or less,
  • the high-strength steel plate according to [1] comprising one or more selected from the following: [3] The high-strength steel sheet according to [1] or [2], having a plating layer on the steel sheet surface.
  • [5] A method for producing a high strength steel plate according to the above [1] or [2], A slab heating process in which a steel material having the above-mentioned composition is heated at a temperature T sol ° C. or higher represented by the following (Equation 2) for 1.0 hour or more; A hot rolling process; a winding step in which the winding temperature T CT ° C. is 650 ° C. or less; An annealing process includes heating to a soaking temperature T AT ° C., holding the soaking temperature T AT ° C., which is 750 ° C. or more and 950 ° C.
  • QHR is defined by the finish rolling start temperature TFET °C, the finish rolling end temperature TFDt °C, and the effective time tHR from the start of finish rolling to the end of finish rolling, as shown in (Equation 3).
  • Q CT is defined by a residence time t CT from T FDT °C to 650 °C and a coiling temperature T CT °C, as shown in (Equation 4).
  • the present invention it is possible to obtain high-strength steel sheets that have good formability and excellent LME resistance. Therefore, the present invention is of great value in industrial fields such as automobiles and electrical equipment, and is particularly useful for reducing the weight of automobile body frame parts.
  • C 0.030% or more and 0.500% or less C is an element necessary for increasing the strength of tempered martensite, bainite, and fresh martensite. In order to fully obtain this effect, it is necessary to make the C content at least 0.030% or more. Therefore, the C content is set to 0.030% or more. It is preferably 0.050% or more. It is more preferably 0.070% or more. It is further preferably 0.090% or more, and most preferably 0.100% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.500%, the weldability and LME resistance properties, which are important when joining automobile parts, deteriorate. Therefore, the C content is set to 0.500% or less. It is preferably 0.400% or less. It is more preferably 0.300% or less. It is further preferably 0.270% or less, and most preferably 0.250% or less.
  • Si more than 0.01% and not more than 2.50% Si is an element that suppresses the excessive formation and growth of carbides in steel, increases the residual austenite fraction, and improves ductility. If the Si content is 0.01% or less, this effect becomes poor and good formability cannot be obtained, so the lower limit is set to 0.01%.
  • the Si content is set to more than 0.01%. It is preferably 0.05% or more. It is more preferably 0.10% or more. It is further preferably 0.50% or more, and most preferably 0.90% or more. However, if the Si content exceeds 2.50%, it causes a decrease in the zinc melting point, which makes it easier for zinc to penetrate into the steel sheet during welding, and as a result, the LME resistance of the steel sheet is reduced. Therefore, the Si content is set to 2.50% or less. It is preferably 2.30% or less. It is more preferably 2.00% or less. It is further preferably 1.80% or less. It is most preferably 1.60% or less.
  • Mn 0.10% or more and 5.00% or less Mn is an element that affects the area ratio of tempered martensite, bainite, and fresh martensite by improving hardenability. If the Mn content is less than 0.10%, soft phases such as ferrite are excessively generated, and the desired area ratios of tempered martensite, bainite, and fresh martensite cannot be obtained, resulting in insufficient steel sheet strength. For this reason, the Mn content is set to 0.10% or more. It is preferably set to 0.50% or more. It is more preferably set to 0.80% or more. It is further preferably set to 1.00% or more, and most preferably set to 2.00% or more.
  • the Mn content is set to 5.00% or less. It is preferably set to 4.50% or less. It is more preferably set to 4.00% or less. It is further preferably set to 3.70% or less, and most preferably set to 3.50% or less.
  • P 0.100% or less
  • P may have an adverse effect on LME resistance properties by segregating at grain boundaries and causing embrittlement, so its amount must be 0.100% or less. Therefore, the P content is set to 0.100% or less. It is preferably set to 0.080% or less. It is more preferably set to 0.070% or less. It is further preferably set to 0.050% or less. It is most preferably set to 0.040% or less. Although there is no particular lower limit, since P is a solid solution strengthening element and can increase the strength of the steel sheet, it is preferably 0.001% or more, more preferably 0.003% or more, and even more preferably 0.005% or more.
  • S 0.0200% or less S segregates at grain boundaries to embrittle steel during hot working, and may also adversely affect LME resistance by forming sulfides, so the amount must be 0.0200% or less. Therefore, the S content is 0.0200% or less. It is preferably 0.0180% or less. It is more preferably 0.0150% or less. It is even more preferably 0.0100% or less, and most preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but it is preferably 0.0001% or more due to constraints on production technology. It is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0010% or more.
  • Al acts as a deoxidizer and is an effective element for reducing inclusions in steel, and is preferably contained in the deoxidation process.
  • the content of Al is set to 0.100% or less. It is preferably set to 0.080% or less. It is more preferably set to 0.070% or less, even more preferably set to 0.060% or less, and most preferably set to 0.050% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is preferable that the content of Al is set to 0.001% or more. It is more preferably set to 0.010% or more, and even more preferably set to 0.020% or more.
  • N has an adverse effect on LME resistance properties by forming coarse nitrides, and when the N content exceeds 0.0100%, a large amount of coarse nitrides is formed, and the deterioration of LME resistance properties becomes significant.
  • the lower limit is not particularly limited, but it is preferably 0.0001% or more due to constraints on production technology. It is more preferably 0.0010% or more, and even more preferably 0.0020% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O exists as an oxide and reduces the ductility of the steel sheet. Therefore, the content of O needs to be 0.0100% or less. Therefore, the content of O is 0.0100% or less. It is preferably 0.0075% or less. It is more preferably 0.0060% or less. It is further preferably 0.0050% or less, and most preferably 0.0045% or less.
  • the lower limit of the content of O is not particularly specified, due to constraints on production technology, it is preferable that the content of O is 0.0001% or more. It is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0010% or more.
  • Ti 0.010% or more and 0.200% or less Ti contributes to precipitation strengthening, and further refines the prior austenite grain size and the accompanying tempered martensite and bainite, so that it is effective in improving the strength of the steel.
  • the Ti content is set to 0.010% or more. It is preferably 0.012% or more. It is more preferably 0.015% or more. It is even more preferably 0.020% or more. It is most preferably 0.025% or more.
  • the Ti content is set to 0.200% or less. It is preferably 0.180% or less. It is more preferably 0.150% or less, even more preferably 0.100% or less, and most preferably 0.050% or less.
  • Nb 0.005% or more and 0.500% or less
  • Nb is an element that improves the LME resistance characteristics
  • the presence of solute Nb in steel during welding has a significant effect on the improvement of LME resistance characteristics.
  • the solute elements present in the steel during welding or the solute elements generated by dissolving the precipitates prevent the intrusion of zinc, thereby improving the LME resistance characteristics.
  • the Nb content needs to be 0.005% or more. It is preferably 0.007% or more. It is more preferably 0.008% or more. It is further preferably 0.010% or more, and most preferably 0.012% or more.
  • the Nb content is set to 0.500% or less, preferably 0.400% or less, more preferably 0.350% or less, even more preferably 0.200% or less, and most preferably 0.100% or less.
  • the high-strength steel plate according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above-mentioned components with the balance including Fe and unavoidable impurities.
  • the high-strength steel plate according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above-mentioned components with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include Zn, Pb, and As. It is acceptable for these impurities to be contained in a total amount of 0.100% or less.
  • the alloy may contain one or more of the following elements by mass: V: 0.500% or less, Ta: 0.10% or less, W: 0.10% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Co: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Cu: 1.00% or less, Sn: 0.200% or less, Sb: 0.200% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, REM: 0.0100% or less, Zr: 0.100% or less, Te: 0.100% or less, Hf: 0.10% or less, Bi: 0.200% or less.
  • V 0.500% or less V contributes to precipitation strengthening, and further refines the prior austenite grain size and the accompanying tempered martensite and bainite, so that it is effective in improving the strength of the steel, and can be contained as necessary.
  • the V content is preferably 0.001% or more. It is more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.010% or more. However, if it is contained in an amount exceeding 0.500%, V may remain in an undissolved state during heating of the steel material before hot rolling, and coarse precipitates may increase, resulting in a decrease in ductility. Therefore, when V is contained, the V content is 0.500% or less. It is preferably 0.400% or less. It is more preferably 0.300% or less, even more preferably 0.200% or less, and most preferably 0.100% or less.
  • Ta 0.10% or less Ta, like Ti, produces alloy carbides and alloy carbonitrides to contribute to high strength.
  • Ta can be contained as necessary to stabilize the contribution of precipitation strengthening to strength by forming a composite precipitate such as (Nb, Ta) (C, N) by partially dissolving in Nb carbides and Nb carbonitrides and significantly suppressing the coarsening of precipitates.
  • the lower limit is not particularly limited, but in order to obtain the above effect, the Ta content is preferably 0.01% or more. It is more preferable to make it 0.02% or more, and even more preferable to make it 0.03% or more. However, even if Ta is contained in excess, the precipitate stabilization effect is saturated and the alloy cost also increases. Therefore, when Ta is contained, the Ta content is 0.10% or less. It is preferably 0.08% or less. It is more preferably 0.07% or less. It is even more preferably 0.06% or less, and most preferably 0.05% or less.
  • W 0.10% or less W can be contained as necessary to improve the hardenability of steel and to further improve the strength of steel by refining tempered martensite and bainite.
  • the content of W is preferably 0.01% or more. It is more preferable to make it 0.02% or more, and even more preferable to make it 0.03% or more.
  • the content of W is 0.10% or less. It is preferably 0.08% or less. More preferably, it is 0.07% or less. It is even more preferably 0.06% or less, and most preferably 0.05% or less.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that can improve hardenability by segregating at austenite grain boundaries, and can form a structure mainly composed of tempered martensite and bainite, thereby improving the strength of the steel sheet, and can contribute to improving the LME resistance properties, so it can be contained as necessary.
  • the content of B is preferably 0.0003% or more. It is more preferable to make it 0.0005% or more, and even more preferable to make it 0.0007% or more. However, if it is contained in excess of 0.0100%, coarse precipitates are generated and ductility is reduced. Therefore, when B is contained, the content of B is 0.0090% or less. It is preferably 0.0080% or less. It is more preferably 0.0070% or less. It is even more preferably 0.0050% or less, and most preferably 0.0030% or less.
  • Cr 1.00% or less Cr has the effect of improving the balance between strength and ductility, so it can be contained as necessary.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more. It is more preferable to make it 0.05% or more, and even more preferable to make it 0.07% or more.
  • the Cr content is 1.00% or less. It is preferably 0.80% or less. It is more preferably 0.60% or less. It is even more preferably 0.50% or less. It is most preferably 0.30% or less.
  • Mo 1.00% or less Mo has the effect of improving the balance between strength and ductility, so it can be contained as necessary.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more. It is more preferable to make it 0.05% or more, and even more preferable to make it 0.07% or more.
  • the Mo content is 1.00% or less. It is preferably 0.80% or less. It is more preferably 0.50% or less. It is even more preferably 0.30% or less, and most preferably 0.20% or less.
  • Co 1.00% or less
  • Co is an element effective in improving hardenability and is effective in strengthening steel, so it can be contained as necessary.
  • the Co content is preferably 0.01% or more. It is more preferable to make it 0.05% or more, and even more preferable to make it 0.07% or more.
  • the Co content is 1.00% or less. It is preferably 0.80% or less. More preferably, it is 0.60% or less. It is further preferably 0.30% or less, and most preferably 0.20% or less.
  • Ni 1.00% or less Ni increases the strength of steel by solid solution strengthening, so it can be contained as necessary.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more. It is more preferable to make it 0.05% or more, and even more preferable to make it 0.07% or more.
  • the Ni content is 1.00% or less. It is preferably 0.80% or less. More preferably, it is 0.60% or less. It is even more preferably 0.30% or less, and most preferably 0.20% or less.
  • Cu 1.00% or less
  • the Cu content is preferably 0.01% or more. It is more preferable to make it 0.05% or more, and even more preferable to make it 0.07% or more. However, if it is contained in excess of 1.00%, the area ratio of tempered martensite, bainite, and fresh martensite becomes excessive, and the dimensional accuracy and ductility during forming are reduced. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is 1.00% or less. It is preferably 0.80% or less. More preferably, it is 0.60% or less. It is even more preferably 0.30% or less, and most preferably 0.20% or less.
  • Sn 0.200% or less
  • Sb 0.200% or less
  • Sn and Sb suppress decarburization of the steel sheet surface layer in a region of several tens of ⁇ m caused by nitriding or oxidation of the steel sheet surface, and prevent the area ratio of tempered martensite on the steel sheet surface from decreasing.
  • they can be contained as necessary to ensure strength and material stability.
  • the lower limit is not particularly limited, in order to obtain the above effect, it is preferable that the content of these elements is 0.001% or more. It is more preferable to make it 0.003% or more, and even more preferable to make it 0.005% or more.
  • the content of Sn and Sb is 0.200% or less. It is preferably 0.100% or less. It is more preferably 0.070% or less. It is even more preferably 0.050% or less, and most preferably 0.030% or less.
  • Ca 0.0100% or less
  • Mg 0.0100% or less
  • REM 0.0100% or less
  • the contents of Ca, Mg and REM are set to 0.0100% or less.
  • they are 0.0050% or less. More preferably, they are 0.0040% or less, even more preferably, they are 0.0035% or less, and most preferably, they are 0.0030% or less.
  • the lower limits of the contents of Ca, Mg and REM are not particularly specified, but since they are elements that spheroidize the shape of nitrides and sulfides and improve the ultimate deformability of the steel sheet, it is preferable that the contents of Ca, Mg and REM are each 0.0001% or more.
  • the content is more preferably 0.0005% or more, even more preferably 0.0007% or more, and most preferably 0.0010% or more.
  • Zr and Te 0.100% or less
  • Zr and Te are each 0.100% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase and do not affect the precipitation of Nb, so the LME resistance characteristics do not deteriorate. Therefore, when Zr and Te are contained, the contents of Zr and Te are 0.100% or less. Preferably, they are 0.080% or less. More preferably, they are 0.070% or less, even more preferably, they are 0.060% or less, and most preferably, they are 0.050% or less.
  • the contents of Zr and Te are not particularly specified, since they are elements that spheroidize the shape of nitrides and sulfides and improve the ultimate deformability of the steel sheet, it is preferable that the contents of Zr and Te are 0.001% or more. It is more preferable to set them to 0.010% or more, and even more preferable to set them to 0.020% or more.
  • Hf 0.10% or less If Hf is 0.10% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase, and Hf does not affect the precipitation of Nb, so that the LME resistance characteristics do not deteriorate. Therefore, when Hf is contained, the content of Hf is 0.10% or less. It is preferably 0.080% or less. It is more preferably 0.070% or less, even more preferably 0.060% or less, and most preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the content of Hf is not particularly specified, since Hf is an element that spheroidizes the shape of nitrides and sulfides and improves the ultimate deformability of the steel sheet, when Hf is contained, it is preferable that the content of Hf is 0.003% or more. It is more preferable that it is 0.010% or more. It is more preferable that it is 0.020% or more, and even more preferable that it is 0.030% or more.
  • Bi 0.200% or less If Bi is 0.200% or less, coarse precipitates and inclusions do not increase, and since Bi does not affect the precipitation of Nb, the LME resistance characteristics do not deteriorate. Therefore, when Bi is contained, the content of Bi is 0.200% or less. It is preferably 0.100% or less. It is more preferably 0.050% or less, even more preferably 0.030% or less, and most preferably 0.020% or less. Although the lower limit of the content of Bi is not particularly specified, since Bi is an element that reduces segregation, it is more preferable that the content of Bi is 0.001% or more. It is more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.010% or more.
  • Area ratio of tempered martensite and bainite 40% or more and 85% or less Tempered martensite and bainite contribute to the strength of the steel sheet. Specifically, making the steel sheet mainly composed of tempered martensite and bainite is effective in maintaining high strength. In order to fully obtain such effects, the total area ratio of bainite and tempered martensite needs to be at least 40% or more. It is preferably 42% or more. It is more preferably 45% or more, even more preferably 47% or more, and most preferably 50% or more. On the other hand, if the sum of the area ratios of bainite and tempered martensite exceeds 85%, the steel structure is occupied by hard phases including tempered martensite, bainite, and fresh martensite.
  • the total area ratio of bainite and tempered martensite needs to be 85% or less. It is preferably 83% or less. More preferably, it is 82% or less, even more preferably, it is 81% or less, and most preferably, it is 80% or less.
  • Fresh martensite area ratio 0% or more and 25% or less
  • Fresh martensite is a very hard phase, so it improves the strength of the steel.
  • Fresh martensite is not necessarily required when the strength of the steel sheet is guaranteed, but if the steel sheet structure contains fresh martensite, the strength of the steel sheet is further improved and it is possible to achieve even higher strength. Therefore, the area ratio of fresh martensite needs to be 0% or more. It is preferably 2% or more. More preferably, it is 3% or more. Even more preferably, it is 4% or more, and most preferably, it is 5% or more.
  • fresh martensite reduces the ductility of the steel, making it difficult to achieve good formability. Therefore, the area ratio of fresh martensite needs to be 25% or less. It is preferably 23% or less. More preferably, it is 22% or less. Even more preferably, it is 21% or less, and most preferably, it is 20% or less.
  • Area ratio of retained austenite 5% or more and 20% or less Retained austenite transforms into martensite due to the TRIP effect during processing, and at the same time, it improves the strength and improves the strain dispersion ability, thereby improving the ductility. Therefore, in order to ensure good formability, the area ratio of retained austenite needs to be 5% or more. It is preferably 7% or more, more preferably 8% or more. Even more preferably 9% or more, and most preferably 10% or more.
  • the area ratio of retained austenite needs to be 20% or less. It is preferably 18% or less. More preferably, it is 17% or less. Even more preferably, it is 16% or less, and most preferably, it is 15% or less.
  • the residual structure is deemed to include at least one of ferrite and pearlite, and specifically, the area ratio of at least one of ferrite and pearlite is 0% or more.
  • the area ratio of the residual structure is preferably 20% or less. More preferably, it is 18% or less. Even more preferably, it is 15% or less. Most preferably, it is 13% or less.
  • Nb sol represents the amount of dissolved Nb (mass %)
  • Nb pre represents the amount of Nb (mass %) in Nb precipitates having a grain size of less than 20 nm.
  • One of the important constituent items of the present invention is to determine the relationship between the amount of dissolved Nb in a steel sheet (Nb sol , unit: mass %), the amount of Nb in Nb precipitates with a grain size of less than 20 nm (Nb pre , unit: mass %), and the total amount of Nb (Nb) contained in the steel.
  • LME due to transfer LME is prevented and LME resistance is improved by making Nb in the steel sheet into a solid solution state or making it possible to make it into a solid solution state during welding.
  • the inventors have changed the state of Nb contained in a steel sheet by producing various steels, and have found that LME resistance is improved when (Formula 1) is satisfied.
  • (Nb sol /Nb) + (Nb pre /Nb) is preferably 0.41 or more. More preferably, it is 0.42 or more.
  • (Nb sol /Nb) + (Nb pre /Nb) is preferably 0.95 or less. More preferably, it is 0.90 or less.
  • the lower limit of the Nb precipitates is not particularly limited, the particle size may be 0.1 nm or more.
  • Amount of diffusible hydrogen in steel is 0.50 mass ppm or less. In order to ensure ductility and have good formability, the amount of diffusible hydrogen in steel is set to 0.50 mass ppm or less. It is preferable to set it to 0.30 mass ppm or less. It is more preferable to set it to 0.25 mass ppm or less. It is even more preferable to set it to 0.20 mass ppm or less, and it is most preferable to set it to 0.15 mass ppm or less. Although there is no particular lower limit for the amount of diffusible hydrogen in steel, due to constraints on production technology, it is preferable that the amount of diffusible hydrogen in steel is 0.01 mass ppm or more. It is more preferable to set it to 0.02 mass ppm or more. It is even more preferable to set it to 0.03 mass ppm or more, and it is most preferable to set it to 0.05 mass ppm or more.
  • the heating temperature of the steel material needs to be Tsol ° C. or higher.
  • the heating temperature of the steel material is set to Tsol ° C. or higher, which is expressed by the following formula (Formula 2). It is preferably Tsol ⁇ 1.1 ° C. or higher. More preferably, it is Tsol ⁇ 1.2 ° C.
  • the start temperature of the finish rolling is preferably Tsol ° C-100 ° C or higher. More preferably, it is Tsol ° C-70 ° C or higher. Even more preferably, it is Tsol ° C-50 ° C or higher.
  • the start temperature of the finish rolling of the hot rolling is preferably 1200 ° C or lower. More preferably, it is 1170 ° C or lower. Even more preferably, it is 1150 ° C or lower. The most preferred temperature is 1120° C. or lower.
  • Finishing temperature of hot rolling T FDT °C
  • the steel material after heating is hot-rolled to become a hot-rolled steel sheet.
  • the upper and lower limits of the end temperature of the finish rolling are not particularly set, but if the finish rolling end temperature is less than 800°C, Nb dissolved during heating of the steel material will precipitate, and the amount of Nb precipitated will increase. Furthermore, the rolling load will increase, and the rolling load will become large, which may hinder cold rolling. Therefore, the finish rolling end temperature of the hot rolling is preferably 800°C or higher. More preferably, it is 820°C or higher. Even more preferably, it is 840°C or higher. Most preferably, it is 850°C or higher.
  • the finish temperature exceeds 1000°C, the amount of oxide (scale) generated will increase rapidly, the interface between the base steel and the oxide will become rough, and the surface quality after pickling and cold rolling will tend to deteriorate, and the crystal grains will become excessively coarse, which may cause surface roughness of the pressed product during processing, so it is preferably 1000°C or lower. More preferably, it is 980°C or lower. Even more preferably, it is 970°C or lower. The most preferable temperature is 950° C. or lower.
  • Effective time The time required from the start of finish rolling to the end of finish rolling is defined as the effective time tHR . Since Nb contained in the steel sheet starts to precipitate and grow during finish rolling, the effective time tHR is one of the parameters for controlling the form of Nb to improve the LME resistance. Although there is no particular upper or lower limit for the effective time tHR , it is preferably 3 seconds or more. More preferably, it is 4 seconds or more. Even more preferably, it is 5 seconds or more, and most preferably, it is 7 seconds or more. Moreover, the effective time tHR is preferably 15 seconds or less. More preferably, it is 12 seconds or less. Even more preferably, it is 11 seconds or less, and most preferably, it is 10 seconds or less.
  • the residence time t CT is one of the parameters for controlling the form of Nb to improve the LME resistance characteristics.
  • the residence time t CT is 20 seconds or less. More preferably, it is 18 seconds or less. Even more preferably, it is 17 seconds or less, and most preferably, it is 15 seconds or less.
  • Coiling temperature T CT ° C. after hot rolling 650 ° C. or less If the coiling temperature after hot rolling is higher than 650 ° C., the precipitation of Nb and the growth of precipitated Nb proceed excessively, and (Formula 1) is no longer satisfied, which may cause deterioration of LME resistance characteristics, and may cause an oxide film that is difficult to remove by pickling to form on the surface of the hot-rolled sheet, which may cause a deterioration of the surface appearance after cold rolling. Therefore, the coiling temperature after hot rolling is set to 650 ° C. or less. It is preferably 630 ° C. or less. More preferably, it is 620 ° C. or less. It is further preferably 610 ° C.
  • the lower limit of the coiling temperature is preferably 300 ° C. or more. More preferably, it is 320 ° C. or more. More preferably, the temperature is 350° C. or higher, and most preferably, the temperature is 400° C. or higher.
  • the obtained hot-rolled steel sheet may be subjected to intermediate heat treatment at a temperature below 650°C as necessary to prevent an increase in load during subsequent cold rolling.
  • a temperature of 150°C or higher it is preferable to use a temperature of 150°C or higher.
  • heat treatment may be performed in a box annealing furnace with a soaking temperature of 500°C and a soaking time of 4 hours.
  • the obtained hot-rolled steel sheet (hot-rolled coil) may be subjected to treatment such as pickling, if necessary.
  • the pickling method for the hot-rolled coil may follow a conventional method.
  • Skin-pass rolling may also be performed to correct the shape of the hot-rolled coil and improve its pickling properties.
  • the steel may be subjected to the annealing process (heat treatment) described below, or may be subjected to cold rolling and then heat treatment.
  • the cold reduction is preferably 25% or more, more preferably 30% or more, even more preferably 32% or more, and most preferably 35% or more.
  • the upper limit of the cold rolling reduction is preferably 75% or less, more preferably 70% or less, even more preferably 67% or less, and most preferably 65% or less.
  • the temperature rise time t is one of the parameters for controlling the form of Nb to improve the LME resistance characteristics.
  • the temperature rise time t is preferably 300 seconds or more. More preferably, it is 400 seconds or more. Even more preferably, it is 450 seconds or more, and most preferably, it is 490 seconds or more.
  • the temperature rise time t is preferably 700 seconds or less. More preferably, it is 650 seconds or less. Even more preferably, it is 600 seconds or less, and most preferably, it is 590 seconds or less.
  • T AT is 750°C or more and 950°C or less
  • the soaking temperature T AT °C is set to 750°C or more.
  • it is set to 770°C or more. More preferably, it is set to 800°C or more, and further preferably, it is set to 840°C or more.
  • the soaking temperature T AT °C is set to 950°C or less.
  • it is set to 940°C or less. More preferably, it is set to 930°C or less, and further preferably, it is set to 920°C or less.
  • the holding time t AT at the soaking temperature T AT ° C. is one of the control parameters for promoting austenitization of the steel sheet during soaking, and at the same time, since it is also related to the precipitation of Nb and the growth of Nb precipitates, it is one of the parameters for controlling the LME resistance characteristics.
  • QHR defined by the finish rolling start temperature TFET °C, the finish rolling end temperature TFDT °C, and the effective time tHR from the start of finish rolling to the end of finish rolling in the following (formula 3)
  • QCT defined by the residence time tCT from TFDT to 650°C in the coiling process
  • QCT defined by the coiling temperature TCT °C in the following (formula 4)
  • QAT defined by the soaking temperature TAT °C, the heating time t from 650°C to the soaking temperature TAT °C, and the holding time tAT at the soaking temperature TAT °C in the annealing process in the following (formula 5) satisfy the following (formula 6), that is, QHR , QCT, and QAT satisfy the following (formula 3)
  • QCT defined by the residence time tCT from TFDT to 650°C in the coiling process
  • QCT defined by the coiling temperature TCT °C in the following (formul
  • the sum of QHR , QCT , and QAT is set to 6000 or less.
  • it is set to 5990 or less. More preferably, it is set to 5980 or less. Even more preferably, it is set to 5970 or less, and most preferably, it is set to 5950 or less.
  • There is no particular lower limit for the sum of QHR , QCT, and QAT but considering the range that can be implemented in actual operation, it is preferably set to 3500 or more. More preferably, it is set to 3600 or more. Even more preferably, it is set to 3700 or more. Most preferably, it is set to 3800 or more, and even more preferably, it is set to 3900 or more.
  • Q AT value is 4700 or less (optimal condition)
  • the evaluation is performed by the sum of QHR , QCT , and QAT . Therefore, the upper and lower limits of each value are not particularly set, but from the viewpoint of suppressing excessive growth of Nb during heating in the annealing process that directly leads to the final structure of the steel sheet, QAT is preferably 4700 or less. More preferably, it is 4650 or less, and even more preferably, it is 4630 or less. Most preferably, it is 4600 or less.
  • QAT is preferably 3500 or more. More preferably, it is 3800 or more. Even more preferably, it is 4100 or more. Most preferably, it is 4120 or more.
  • Q HR is preferably 1200 or less. More preferably, it is 1170 or less, and even more preferably, it is 1150 or less. Also, Q CT is preferably 850 or less. More preferably, it is 840 or less, and even more preferably, it is 835 or less. On the other hand, although there is no particular lower limit, Q HR is preferably 250 or more. Q HR is more preferably 600 or more, and even more preferably, it is 700 or more. Also, Q CT is preferably 150 or more. Q CT is more preferably 170 or more, and even more preferably, it is 180 or more.
  • the steel sheet may be cooled as it is after being held at the soaking temperature TAT for the holding time tAT , or may be cooled to an arbitrary holding temperature and then held and cooled, or may be cooled to an arbitrary cooling stop temperature, and then reheated to the holding temperature, held, and then cooled.
  • reheating may be performed.
  • C is concentrated in the untransformed austenite, and the area ratio of the retained austenite contained in the steel sheet after cooling is increased by increasing the stability of the austenite, and ductility can be further improved. Therefore, when reheating is performed, it is preferable to cool the steel sheet to a cooling stop temperature of 100°C to 350°C, reheat it to a holding temperature of 200°C to 450°C, hold it, and then cool it to room temperature.
  • the reheating temperature is preferably 200°C or higher. It is more preferable to set it to 210°C or higher.
  • the reheating temperature is preferably 450°C or lower. It is more preferable to set it to 430°C or lower. It is even more preferable to set it to 410°C or lower, and most preferable to set it to 400°C or lower.
  • reheating it is preferable to hold the material at a temperature of 200°C or higher and 450°C or lower for 10 seconds or more, and then cool it to room temperature. It is more preferable to hold the material at a temperature of 200°C or higher and 450°C or lower for 20 seconds or more, and even more preferable to hold the material at 25 seconds or more. There is no particular upper limit to the holding time, but it is preferable to hold the material at 500 seconds or less. It is more preferable to hold the material at 400 seconds or less.
  • the steel sheet that has been subjected to the annealing is immersed in a galvanizing bath at 440°C or more and 500°C or less to perform hot-dip galvanizing, and then the coating weight is adjusted by gas wiping or the like.
  • the temperature of the plating bath is preferably 440°C or more, more preferably 450°C or more, and even more preferably 455°C or more.
  • the temperature of the plating bath is preferably 500°C or less, more preferably 490°C or less, and even more preferably 485°C or less.
  • the plating weight (amount of plating per side) is preferably 20 g/m2 or more from the viewpoints of corrosion resistance and plating weight control.
  • the plating weight is more preferably 25 g/m2 or more , and even more preferably 30 g/m2 or more . It is most preferably 32 g/m2 or more . Also, from the viewpoint of adhesion, it is preferably 120 g/m2 or less.
  • the plating weight is more preferably 100 g/ m2 or less , and even more preferably 70 g/m2 or less . It is most preferably 65 g/m2 or less .
  • the Al content in the hot-dip galvanizing is preferably 0.08% or more. More preferably, it is 0.09% or more. Even more preferably, it is 0.10% or more, and most preferably, it is 0.12% or more.
  • the Al content in the hot-dip galvanizing is preferably 0.30% or less. More preferably, it is 0.25% or less. Even more preferably, it is 0.22% or less, and most preferably, it is 0.20% or less.
  • the effect of the present invention will not change even if the plating bath contains elements other than Al, Mg, and Si, such as Pb, Sb, Fe, Mg, Mn, Ni, Ca, Ti, V, Cr, Co, and Sn.
  • the alloying treatment of hot-dip galvanizing is performed in a temperature range of 450°C or more and 600°C or less after the hot-dip galvanizing treatment. If alloying treatment is performed at a temperature exceeding 600°C, untransformed austenite may be transformed into pearlite, the area ratio of retained austenite may become less than 5%, and ductility may decrease. Therefore, when alloying treatment of hot-dip galvanizing is performed, it is preferable to perform the alloying treatment of hot-dip galvanizing in a temperature range of 450°C or more. It is more preferable to set it to 460°C or more.
  • the Fe concentration of the plating layer of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is preferably 8 to 17%. That is, the Fe concentration of the plating layer of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is preferably 8% or more.
  • the Fe concentration of the plating layer of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is preferably 17% or less. More preferably, it is 16% or less. Even more preferably, it is 15% or less.
  • Some steel sheets were subjected to the coiling process, and the steel was subjected to a heating process without cold rolling to obtain a hot-rolled steel sheet (HR). Further, some of the steel sheets were subjected to a hot-dip galvanizing treatment to obtain hot-dip galvanized steel sheets (GI) and galvannealed steel sheets (GA).
  • a hot-dip galvanizing bath a zinc bath containing 0.19 mass% Al was used for the hot-dip galvanized steel sheets (GI), and a zinc bath containing 0.14 mass% Al was used for the galvannealed steel sheets (GA), and the bath temperature was 465° C.
  • the coating weight was 45 g/m 2 per side (double-sided plating), and for the GA, the Fe concentration in the plating layer was adjusted to be within the range of 9 mass% to 12 mass%.
  • the area ratios of fresh martensite, tempered martensite and bainite were determined by polishing a thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate, etching it with nital, and observing 10 fields of view at 1/4 of the plate thickness position (a position equivalent to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) at 2000x magnification using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the area ratios of each structure were calculated using the obtained structural images.
  • fresh martensite was defined as the light gray structure region
  • tempered martensite and bainite were defined as the dark gray structure region in which carbides were precipitated.
  • the area ratio of retained austenite was determined by polishing the steel plate from the 1/4 position to 0.1 mm down, then chemically polishing the surface for a further 0.1 mm, measuring the integrated intensity ratios of the diffraction peaks of the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of fcc iron and the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , and ⁇ 220 ⁇ planes of bcc iron using CoK ⁇ radiation in an X-ray diffractometer, and averaging the nine integrated intensity ratios obtained.
  • the amount of hydrogen in steel was measured by cutting test pieces of approximately 5 x 30 mm from hot-rolled, cold-rolled or galvanized steel sheets. For galvanized steel sheets, a router (precision grinder) was used to remove the plating from the surface of the test pieces, which were then placed in a quartz tube. The inside of the quartz tube was replaced with Ar, and the temperature was raised at 200°C/hr. The amount of hydrogen released up to 400°C was measured by gas chromatography using temperature rise analysis. The cumulative amount of hydrogen detected in the temperature range from room temperature (25°C) to less than 250°C was taken as the amount of diffusible hydrogen.
  • the total amount of Nb contained in the steel (Nb total ), the amount of dissolved Nb in the steel sheet (Nb sol ), and the amount of Nb with a grain size of less than 20 nm (Nb pre ) were measured by the following procedure. First, the total amount of Nb (Nb) contained in the steel was measured by wet chemical analysis. Next, a method for measuring the amount of Nb with a grain size of 20 nm or less will be described.
  • the precipitates in the steel material were captured as residuals, the amount of Nb in the total residuals was obtained, and then the amount of Nb present in the residuals with a grain size of 20 nm or more was obtained, and the difference between the amount of Nb in the total residuals and the amount of Nb present in the residuals with a grain size of 20 nm or more was obtained.
  • the specific procedure is as follows. A plurality of test pieces of hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, or galvanized steel sheet cut to about 20 x 50 mm were prepared, and for the galvanized steel sheet, the plating on the surface of the test piece was removed using a router (precision grinder).
  • the surface of the collected test piece was polished to about 50 ⁇ m by preliminary electrolytic polishing to obtain a new surface.
  • the obtained test piece was electrolyzed using 10 vol% acetylacetone-1 mass% tetramethylammonium chloride-methanol as an electrolyte for extracting precipitates.
  • the obtained electrolytic solution after electrolysis was passed through a filter with a pore size of 0.2 ⁇ m to capture the residue, and then the residue was acid-decomposed and the Nb concentration was quantified in mass% units using ICP emission analysis. This was taken as the amount of Nb in the total residue.
  • the remaining test piece was electrolyzed using the same 10 vol% acetylacetone-1 mass% tetramethylammonium chloride-methanol.
  • the residues attached to the remaining part of the metal sample after electrolysis were immersed in methanol prepared separately, and the residues attached to the remaining part of the metal sample were collected in a container using ultrasonic vibration. Then, the electrolyte after electrolysis and the methanol containing the residues attached to the remaining part of the metal sample were used to capture the residues using an alumina filter with a pore size of 20 nm. These residuals were immersed in hexametaphosphoric acid and dispersed in the hexametaphosphoric acid using ultrasonic vibration.
  • the residuals in the hexametaphosphoric acid in which the residuals were dispersed were captured using a new alumina filter with a pore size of 20 nm.
  • the residuals captured on the alumina filter have a particle size of 20 nm or more.
  • These captured residuals were decomposed with acid, and the Nb concentration was quantified in mass% units using ICP emission spectrometry. This was taken as the amount of Nb present in the residuals having a particle size of 20 nm or more.
  • the difference between the amount of Nb in the total residuals and the amount of Nb present in the residuals having a particle size of 20 nm or more was obtained, and this was taken as the amount of Nb (Nb pre ) having a particle size of 20 nm or less.
  • the amount of dissolved Nb in the steel was determined by calculating the difference between the amount of Nb in the total residuals obtained by the above method from the amount of all Nb (Nb) contained in the steel, and the amount of dissolved Nb in the steel sheet (Nb sol ) was determined.
  • the above-mentioned Nb precipitates are mainly NbC, but may contain NbN or other Nb precipitates.
  • the tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241 (2011) using a JIS No. 5 test piece sampled so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction of the steel plate, and TS (tensile strength) and EL (total elongation) were measured.
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • the LME resistance properties were evaluated by taking a sample from the steel plate with a dimension of 100 mm in the direction perpendicular to the rolling direction and 30 mm in the rolling direction, and overlapping it with a 980GA sample cut to the same size.
  • the stroke angle in spot welding is defined as the angle ⁇ between a line passing through the major axis of the nugget and a line parallel to the surface of the steel plate in the cross section of the spot-welded component.
  • the welding current pattern was controlled so that the resulting nugget diameter was in the range of 3.5 ⁇ t to 5.5 ⁇ t.
  • t is the thickness of one steel plate (1.2 mm).
  • a Dr6 type CuCr electrode was used, and the clearance between the overlapped evaluation sample and the electrode was 2.0 mm.
  • the welding stroke angle and hold time in the evaluation of LME resistance properties are as shown in Tables 3-1 and 3-2.
  • the high-strength steel sheets of the invention examples all have high TS, TS ⁇ El balance, and excellent LME resistance, whereas the comparative examples are inferior in at least one of TS, TS ⁇ El balance, and LME resistance.

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Abstract

本発明は従来技術とは異なる方法で、耐ＬＭＥ特性に優れ、高強度かつ良好な成形性を有する鋼板およびそれらの製造方法の提供を目的とする。　特定の成分を含有し、特定の組織であり、Ｎｂは、固溶Ｎｂ量（Ｎｂｓｏｌ）と、粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ析出物中のＮｂ量（Ｎｂｐｒｅ）と、鋼板に含有されるすべてのＮｂ量（Ｎｂ）の関係が、下記（式１）を満たしており、 鋼中拡散性水素が０．５０質量ｐｐｍ以下である高強度鋼板。 （式１）（Ｎｂｓｏｌ／Ｎｂ）＋（Ｎｂｐｒｅ／Ｎｂ）≧０．４０ （式１）中において、Ｎｂｓｏｌ：固溶Ｎｂ量（質量％）、Ｎｂｐｒｅ：粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ析出物中のＮｂ量（質量％）を表す。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。特に、冷間プレスにより成形される自動車、電機等の産業分野で使用される部材として好適な、耐ＬＭＥ特性に優れる高強度鋼板および製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の観点から、自動車の燃費向上のため、自動車車体の軽量化ニーズがより高まっている。そのため、自動車部品への高強度鋼板の適用が望まれている。一方、冷延鋼板が自動車用部品として用いられる際には、成形加工の後、２枚以上の鋼板を溶接により接合し、所望の形状に仕上げる方法が一般的である。
　自動車部品における鋼板同士の接合には主にスポット溶接が採用されているが、この際、溶接亜鉛系めっき層を有する高強度鋼板（高強度亜鉛系めっき鋼板）を含む板組で溶接を行った際に、溶接部に割れが生じやすくなることが知られている。
これは、亜鉛系めっき層は一般的に低融点であり、溶接中にめっき層が液相化し、母材鋼板の結晶粒界に浸入して粒界強度を低下させるためであると考えられている。このような液相化した金属による強度低下は、一般的に液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、ＬＭＥ）と呼ばれ、液体金属脆化によって発生する割れは、液体金属脆化（ＬＭＥ）割れと呼ばれる。
　また、高強度鋼板にめっきを施さなかったとしても、該高強度鋼板と溶接される相手材が亜鉛系めっき層を有している場合には、やはり高強度鋼板の溶接部に割れが生じることが知られている。このように、めっき層を有しない高強度鋼板に生じるＬＭＥ割れを、もらいＬＭＥ割れと称する。
　上記もらいＬＭＥ割れは、電極の打角がある状態でスポット溶接が行われる場合にとくに顕著である。ここで、打角があるとは、溶接電極の軸が鋼板の表面に対して垂直ではない状態を指す。
　そこで、亜鉛系めっき鋼板をスポット溶接した際のめっき鋼板のＬＭＥ割れや、めっきを施していない鋼板のもらいＬＭＥ割れを防止するために、様々な検討がなされている。
　例えば、特許文献１では、高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度と、表層軟化厚みを制御することで、引張強度が９８０ＭＰａ以上かつ全伸び２０％以上で、耐ＬＭＥ特性に優れた高強度鋼板を実現する技術が開示されている。
　また、特許文献２では、連続鋳造の際に鋼片の表層に酸素を導入させることで、窒化チタンの生成サイトである酸化鉄を形成させ、後の焼鈍工程の際に鋼中のＢが固溶窒素と結びつくことを阻害し、鋼板の表層領域における（Ｆｅ、Ｍｎ）２Ｂの形成を促進させることで、耐ＬＭＥ性を有するとともに、高強度でかつ延性にも優れた鋼板を実現する技術が開示されている。
　また、特許文献３では、スポット溶接に先だって、溶接される部分のめっき層を除去することにより、ＬＭＥ割れを防止する技術が提案されている。
国際公開第２０２０／１８４１５４号 国際公開第２０２０／２２５９３６号 国際公開第２０１６／１５９１６９号
　しかしながら特許文献１に記載の技術では、鋼板表層の対応粒界頻度を低減するためにＳｉを低減させる必要があり、９８０ＭＰａ級よりも高い強度レベルの鋼板において、良好な成形性を付与することが困難であることが推察される。
　また、特許文献２に記載の技術では、連続鋳造の際に鋼片の表層に酸素を導入させることで、最終的に得られる鋼板の耐ＬＭＥ特性を向上させているが、表層の酸素の導入によってスケールが発生することから歩留まりの低下が想定される。さらに、鋳造段階から多量に硬質粒子である（Ｆｅ、Ｍｎ）２Ｂを表層に含むことから、鋳造時の表面割れを引き起こすことが予想される。
　また、特許文献３に記載の技術では、事前にめっき層を除去する工程が必要であるため、製造コストが増加する。また、めっき層を除去しているため、溶接部の耐食性が低下すると考えられる。
　そこで、本発明は従来技術とは異なる方法で、耐ＬＭＥ特性に優れ、高強度かつ良好な成形性を有する鋼板およびそれらの製造方法の提供を目的とする。上記鋼板とは、熱延鋼板、冷延鋼板、ＧＡやＧＩのようなめっき鋼板を対象とする。
　なお、本発明において、「高強度」とはＴＳが９８０ＭＰａ以上であることを指し、「良好な成形性」とは、下記の式（７）で示される引張強度ＴＳと伸びＥｌの関係式を満たすことを意味する。
（式７）　ＴＳ１．５×Ｅｌ≧３９００００
　発明者らは上記の課題を解決すべく、鋼板の成分組成及びミクロ組織について鋭意検討を重ねた。その結果、スラブ加熱条件、熱間圧延から巻取りまでの温度管理および焼鈍条件を緻密に制御し、鋼中に含まれる元素の存在状態を制御することで、下記の知見を見出した。
　すなわち、Ｎｂを固溶させること、または析出物であっても、鋳造時に鋼表面の割れが生じることのない粒子半径かつ、ある粒子半径の範囲内に収まるように制御することで、溶接時に鋼中に存在していた固溶元素または析出物の溶解によって生じた固溶元素が亜鉛の侵入を防ぐことで耐ＬＭＥ特性を改善する。一方、特定の元素の析出物半径が所定値よりも大きい場合、溶接時に析出物の溶解が十分に起こらず、固溶元素による耐ＬＭＥ特性の向上が見込めないばかりか、製造中のみならずプレス加工後および溶接中に粗大析出物を起点とした新たな割れが生じることが十分に考えられる。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］　質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０１％超２．５０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下および、
Ｔｉ：０．０１０％以上０．２００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．５００％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であって、
板厚１／４位置における鋼板のミクロ組織は、
焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計の面積率が４０％以上８５％以下で、
フレッシュマルテンサイトの面積率が０％以上２５％以下で、
残留オーステナイトの面積率が５％以上２０％以下で、
残部は、フェライト、パーライトのうち少なくとも１つが面積率で０％以上２０％以下であり、
前記Ｎｂは、固溶Ｎｂ量（Ｎｂｓｏｌ）と、粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ析出物中のＮｂ量（Ｎｂｐｒｅ）と、鋼板に含有されるすべてのＮｂ量（Ｎｂ）の関係が、下記（式１）を満たしており、
鋼中拡散性水素が０．５０質量ｐｐｍ以下である高強度鋼板。
（式１）（Ｎｂｓｏｌ／Ｎｂ）＋（Ｎｂｐｒｅ／Ｎｂ）≧０．４０
（式１）中において、Ｎｂｓｏｌ：固溶Ｎｂ量（質量％）、Ｎｂｐｒｅ：粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ析出物中のＮｂ量（質量％）を表す。
［２］　さらに、成分組成として、質量％で
Ｖ：０．５００％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｗ：０．１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｃｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｔｅ：０．１００％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、
Ｂｉ：０．２００％以下、
から選択される１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
［３］　鋼板表面にめっき層を有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］　前記めっき層が合金化めっき層である［３］に記載の高強度鋼板。
［５］　前記［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を下記（式２）で表される温度Ｔｓｏｌ℃以上で１．０時間以上加熱するスラブ加熱工程と、
熱間圧延工程と、
巻取り温度ＴＣＴ℃が６５０℃以下である巻取り工程と、
均熱温度ＴＡＴ℃まで加熱を行い、７５０℃以上９５０℃以下である均熱温度ＴＡＴ℃で保持を行い、保持後に冷却を行う焼鈍工程と、を有し、
前記熱間圧延工程において、仕上げ圧延開始温度ＴＦＥＴ℃、仕上げ圧延終了温度ＴＦＤＴ℃、仕上げ圧延開始から仕上げ圧延終了までの有効時間ｔＨＲによって（式３）で定義されるＱＨＲと、
前記巻取り工程において、ＴＦＤＴ℃から６５０℃までの滞留時間ｔＣＴ、巻取り温度ＴＣＴ℃によって（式４）で定義されるＱＣＴと、
前記焼鈍工程において、均熱温度ＴＡＴ℃、６５０℃から均熱温度ＴＡＴ℃までの昇温時間ｔ、均熱温度ＴＡＴ℃での保持時間ｔＡＴによって（式５）で定義されるＱＡＴが（式６）を満たす高強度鋼板の製造方法。
（式２）Ｔｓｏｌ＝７９００／（３．４２－（ｌｏｇ（［Ｎｂ％］［Ｃ％］）））－２７３
ただし、［Ｎｂ％］、［Ｃ％］はそれぞれ鋼中に含まれるＮｂ量（質量％）とＣ量（質量％）である。
（式３）ＱＨＲ＝０．５（ＴＦＥＴ＋ＴＦＤＴ）×ｌｏｇ１０（ｔＨＲ）
（式４）ＱＣＴ＝０．５（ＴＣＴ＋６５０）×ｌｏｇ１０（ｔＣＴ）
（式５）ＱＡＴ＝０．５（６５０＋ＴＡＴ）×ｌｏｇ１０（ｔ）　＋　ＴＡＴ×ｌｏｇ１０（ｔＡＴ）
（式６）ＱＨＲ＋ＱＣＴ＋ＱＡＴ≦６０００
［６］　ＱＡＴの値が４７００以下である［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］　前記焼鈍工程後に、めっき処理を施す［５］または［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］　前記めっき処理は、合金化めっき処理である［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、良好な成形性を有し、かつ耐ＬＭＥ特性に優れた高強度鋼板を得ることができる。したがって、本発明は、自動車、電気機器等の産業分野での利用価値が非常に大きく、特に自動車車体骨格部品の軽量化に対して極めて有用である。
　以下、本発明を具体的に説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　（１）本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
　Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下
　Ｃは、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトやフレッシュマルテンサイトの強度を上昇させるために必要な元素である。この効果を十分に得るためには、少なくともＣ量を０．０３０％以上にする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。好ましくは０．０５０％以上である。より好ましくは０．０７０％以上である。さらに好ましくは０．０９０％以上であり、もっとも好ましくは０．１００％以上である。一方、Ｃ量が０．５００％を超えると、自動車部品を接合する際に重要となる溶接性および耐ＬＭＥ特性が劣化する。そのため、Ｃの含有量は、０．５００％以下とする。好ましくは０．４００％以下である。より好ましくは０．３００％以下である。さらに好ましくは０．２７０％以下であり、もっとも好ましくは０．２５０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％超２．５０％以下
　Ｓｉは、鋼中に炭化物が過度に形成および成長することを抑制する元素で、残留オーステナイト分率を高め、延性を向上させる元素である。Ｓｉ量が０．０１％以下の場合、この効果は乏しくなり、良好な成形性を持つことができなくなるため、下限を０．０１％とした。Ｓｉ含有量は０．０１％超とする。好ましくは０．０５％以上である。より好ましくは０．１０％以上である。さらに好ましくは０．５０％以上であり、もっとも好ましくは０．９０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が２．５０％を超えると、亜鉛融点の低温化を引き起こすため、溶接時の鋼板への亜鉛侵入を容易にしてしまい、結果的に鋼板の耐ＬＭＥ性が低下する。そのため、Ｓｉの含有量は、２．５０％以下とする。好ましくは２．３０％以下である。より好ましくは２．００％以下である。さらに好ましくは１．８０％以下である。もっとも好ましくは１．６０％以下である。
　Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下
　Ｍｎは、焼入れ性の向上により焼戻しマルテンサイト、ベイナイトやフレッシュマルテンサイトの面積率に影響する元素である。Ｍｎ量が０．１０％未満ではフェライトといった軟質相が過剰に生成してしまい、所望の焼戻しマルテンサイト、ベイナイトやフレッシュマルテンサイトの面積率が得られず、鋼板強度が不足する。このため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは０．５０％以上である。より好ましくは０．８０％以上である。さらに好ましくは１．００％以上であり、もっとも好ましくは２．００％以上である。一方、Ｍｎ量が５．００％を超えると焼戻しマルテンサイト、ベイナイトやフレッシュマルテンサイトの面積率が増加し、延性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は、５．００％以下とする。好ましくは４．５０％以下である。より好ましくは４．００％以下である。さらに好ましくは３．７０％以下であり、もっとも好ましくは３．５０％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、粒界偏析し脆化することで、耐ＬＭＥ特性に対し悪影響を及ぼす場合があるため、その量は０．１００％以下とする必要がある。したがって、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下とする。より好ましくは０．０７０％以下とする。さらに好ましくは０．０５０％以下とする。もっとも好ましくは０．０４０％以下とする。
下限は特に限定されるものではないが、Ｐは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから０．００１％以上とすることが好ましい。０．００３％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物の形成により耐ＬＭＥ特性に対し悪影響を及ぼす場合があるため、その量は０．０２００％以下とする必要がある。したがって、Ｓの含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは０．０１８０％以下とする。より好ましくは０．０１５０％以下とする。さらに好ましくは０．０１００％以下であり、もっとも好ましくは０．００５０％以下である。下限は特に限定されるものではないが、生産技術上の制約から０．０００１％以上とすることが好ましい。０．０００５％以上とすることがより好ましく、０．００１０％以上とすることがさらに好ましい。
　Ａｌ：０．１００％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼中介在物を低減するために有効な元素であり、脱酸工程で含有させることが好ましい。しかし、Ａｌはオーステナイト化の変態点を上昇させ、ミクロ組織中にフェライトを含むこととなるため、０．１００％超の含有は所望のＴＳを実現することが困難となる。したがって、Ａｌの含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下とする。より好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下であり、もっとも好ましくは０．０５０％以下である。下限は特に限定されるものではないが、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。０．０１０％以上とすることがより好ましく、０．０２０％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、粗大な窒化物の形成により耐ＬＭＥ特性に対し悪影響を及ぼし、Ｎ量が０．０１００％を超えると、多量の粗大な窒化物が形成され、耐ＬＭＥ特性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいため、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００９０％以下である。より好ましくは０．００８０％以下である。さらに好ましくは０．００７０％以下であり、もっとも好ましくは０．００６０％以下である。下限は特に限定されるものではないが、生産技術上の制約から０．０００１％以上とすることが好ましい。０．００１０％以上とすることがより好ましく、０．００２０％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、酸化物として存在し、鋼板の延性を低下させる。そのため、Ｏの含有量は０．０１００％以下にする必要がある。したがって、Ｏの含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００７５％以下である。より好ましくは０．００６０％以下である。さらに好ましくは０．００５０％以下であり、もっとも好ましくは０．００４５％以下である。なお、Ｏ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、Ｏの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。０．０００５％以上とすることがより好ましく、０．００１０％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｔｉ：０．０１０％以上０．２００％以下
　Ｔｉは、析出強化に寄与し、さらに旧オーステナイト粒径の微細化やそれに伴う焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトが微細化されるため、鋼強度の向上に有効である。このような効果を十分に得るためにはＴｉの含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは０．０１２％以上である。より好ましくは０．０１５％以上である。さらに好ましくは０．０２０％以上である。もっとも好ましくは０．０２５％以上である。しかしながら、０．２００％を超えて含有させると、熱間圧延前の鋼素材加熱時にＴｉが未固溶で残存し、粗大析出物が増加し、延性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉの含有量は０．２００％以下とする。好ましくは０．１８０％以下である。より好ましくは０．１５０％以下であり、さらに好ましくは０．１００％以下であり、もっとも好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｎｂ：０．００５％以上０．５００％以下
　Ｎｂは、耐ＬＭＥ特性を向上させる元素であり、特に固溶Ｎｂが溶接時に鋼中に存在していることが耐ＬＭＥ特性の向上に大きな影響を与える。具体的には、Ｎｂを固溶させること、またはＮｂを析出させていても、ある粒子半径の範囲内に収まるように制御することで、溶接時に鋼中に存在していた固溶元素または析出物の溶解によって生じた固溶元素が亜鉛の侵入を防ぐことで耐ＬＭＥ特性を改善する。このような効果を十分に得るためには、Ｎｂ量を０．００５％以上にする必要がある。好ましくは０．００７％以上である。より好ましくは０．００８％以上である。さらに好ましくは０．０１０％以上であり、もっとも好ましくは０．０１２％以上である。一方、Ｎｂ量が０．５００％を超えた場合、Ｎｂの炭化物や窒化物といった析出物が粗大に形成され、溶接時に析出物の溶解が十分に起こらず、固溶元素による耐ＬＭＥ特性の向上が見込めない。その上、鋼板が有するＴＳに対しＥｌが不足することで製造中のみならずプレス加工後および溶接中に粗大析出物を起点とした新たな割れが生じることが十分に考えられる。そのため、Ｎｂの含有量は０．５００％以下とする。好ましくは０．４００％以下とする。より好ましくは０．３５０％以下とする。さらに好ましくは０．２００％以下であり、もっとも好ましくは０．１００％以下である。
　本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。また、好適には、本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。ここで不可避的不純物として、Ｚｎ、ＰｂおよびＡｓが挙げられる。これら不純物は合計で０．１００％以下含有されることは許容される。
　また、上記の成分に加えて、質量％でＶ：０．５００％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｗ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．２００％以下、から選択される１種または２種以上を含有させることができる。
　Ｖ：０．５００％以下
　Ｖは、析出強化に寄与し、さらに旧オーステナイト粒径の微細化やそれに伴う焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトが微細化されるため、鋼強度の向上に有効であるために、必要に応じて含有させることができる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、Ｖの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。しかしながら、０．５００％を超えて含有させると、熱間圧延前の鋼素材加熱時にＶが未固溶で残存し、粗大析出物が増加し、延性が低下する場合がある。したがって、Ｖを含有する場合には、Ｖの含有量は０．５００％以下とする。好ましくは０．４００％以下とする。より好ましくは０．３００％以下であり、さらに好ましくは０．２００％以下であり、もっとも好ましくは０．１００％以下である。
　Ｔａ：０．１０％以下
　Ｔａは、Ｔｉと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させるために、必要に応じて含有することができる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることがさらに好ましい。しかし、Ｔａを過剰に含有しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Ｔａを含有する場合には、Ｔａの含有量は、０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下とする。より好ましくは０．０７％以下とする。さらに好ましくは０．０６％以下であり、もっとも好ましくは０．０５％以下である。
　Ｗ：０．１０％以下
　Ｗは、鋼の焼入れ性の向上や、焼戻しマルテンサイトやベイナイトの微細化による鋼強度のさらなる向上のために、必要に応じて含有することができる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、Ｗの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることがさらに好ましい。しかしながら、０．１０％を超えて含有させると、熱間圧延のスラブ加熱時に未固溶で残存するＷＮやＷＳといった粗大析出物が増加し、延性が低下する場合がある。そのため、Ｗを含有する場合には、Ｗの含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下とする。より好ましくは０．０７％以下とする。さらに好ましくは０．０６％以下であり、もっとも好ましくは０．０５％以下である。
　Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性向上させることができる元素で、焼戻しマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織を形成し、鋼板強度の向上させることができるうえ、耐ＬＭＥ特性の向上に寄与するため、必要に応じて含有できる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。０．０００５％以上とすることがより好ましく、０．０００７％以上とすることがさらに好ましい。しかし、０．０１００％を超えて含有させると、粗大な析出物が生成し、延性が低下する。したがって、Ｂを含有する場合には、Ｂの含有量は、０．００９０％以下とする。好ましくは０．００８０％以下とする。より好ましくは０．００７０％とする。さらに好ましくは０．００５０％以下であり、もっとも好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するため、必要に応じて含有することができる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。０．０５％以上とすることがより好ましく、０．０７％以上とすることがさらに好ましい。しかし、１．００％を超えて過剰に含有すると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過剰となり、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒの含有量は、１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下とする。より好ましくは０．６０％以下とする。さらに好ましくは０．５０％以下とする。もっとも好ましくは０．３０％以下とする。
　Ｍｏ：１．００％以下
　Ｍｏは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するため、必要に応じて含有することができる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。０．０５％以上とすることがより好ましく、０．０７％以上とすることがさらに好ましい。しかし、１．００％を超えて過剰に含有すると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過剰となり、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏの含有量は、１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下とする。より好ましくは０．５０％以下とする。さらに好ましくは０．３０％以下であり、もっとも好ましくは０．２０％以下である。
　Ｃｏ：１．００％以下
　Ｃｏは、焼入れ性向上に有効な元素で、鋼の強化に有効であるため必要に応じて含有することができる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、Ｃｏの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。０．０５％以上とすることがより好ましく、０．０７％以上とすることがさらに好ましい。しかし、１．００％を超える含有はフレッシュマルテンサイトの面積率が過大となり、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｃｏを含有する場合には、Ｃｏの含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下とする。より好ましくは０．６０％以下とする。さらに好ましくは０．３０％以下であり、もっとも好ましくは０．２０％以下である。
　Ｎｉ：１．００％以下
　Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させるので、必要に応じて含有できる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。０．０５％以上とすることがより好ましく、０．０７％以上とすることがさらに好ましい。しかし、１．００％を超えて含有すると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過大となり、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉの含有量は、１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下とする。より好ましくは０．６０％以下とする。さらに好ましくは０．３０％以下であり、もっとも好ましくは０．２０％以下である。
　Ｃｕ：１．００％以下
　Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素であるため、必要に応じて含有できる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。０．０５％以上とすることがより好ましく、０．０７％以上とすることがさらに好ましい。しかし、１．００％を超えて含有すると、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトやフレッシュマルテンサイトの面積率が過剰となり、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕの含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下とする。より好ましくは０．６０％以下とする。さらに好ましくは０．３０％以下であり、もっとも好ましくは０．２０％以下である。
　Ｓｎ：０．２００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下
　ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制し、鋼板表面において焼戻しマルテンサイトの面積率が減少するのを防止する。その効果に加えて、強度や材質安定性の確保のために、必要に応じて含有することができる。下限は特に限定されるものではないが、上記の効果を得るためには、これらの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。０．００３％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。しかし、これらいずれの元素についても、０．２００％を超えて過剰に含有すると鋼板の脆化により延性が低下する場合がある。したがって、ＳｎおよびＳｂを含有する場合には、ＳｎおよびＳｂの含有量は、０．２００％以下とする。好ましくは０．１００％以下とする。より好ましくは０．０７０％以下とする。さらに好ましくは０．０５０％以下であり、もっとも好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、Ｎｂの析出に影響を与えないことから、耐ＬＭＥ特性は劣化しない。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合には、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は０．０１００％以下にする。好ましくは０．００５０％以下である。より好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３５％以下であり、もっとも好ましくは０．００３０％以下である。なお、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上とすることが好ましい。０．０００５％以上とすることがより好ましい。０．０００７％以上とすることがさらに好ましく、０．００１０％以上とすることがもっとも好ましい。
　Ｚｒ：０．１００％以下、Ｔｅ：０．１００％以下
　ＺｒおよびＴｅは、それぞれ０．１００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、Ｎｂの析出に影響を与えないことから、耐ＬＭＥ特性は劣化しない。そのため、Ｚｒ、Ｔｅを含有する場合には、ＺｒおよびＴｅの含有量は０．１００％以下にする。好ましくは０．０８０％以下である。より好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下であり、もっとも好ましくは０．０５０％以下である。なお、ＺｒおよびＴｅの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、ＺｒおよびＴｅの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。０．０１０％以上とすることがより好ましく、０．０２０％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｈｆ：０．１０％以下
　Ｈｆは、０．１０％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、Ｎｂの析出に影響を与えないことから、耐ＬＭＥ特性は劣化しない。そのため、Ｈｆを含有する場合には、Ｈｆの含有量は０．１０％以下にする。好ましくは０．０８０％以下とする。より好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下であり、もっとも好ましくは０．０５０％以下である。なお、Ｈｆの含有量の下限は特に規定しないが、窒化物や硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上する元素であることから、Ｈｆを含有する場合には、Ｈｆの含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。０．０１０％以上とすることがより好ましい。０．０２０％以上とすることがより好ましく、０．０３０％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｂｉ：０．２００％以下
　Ｂｉは、０．２００％以下であれば粗大な析出物や介在物が増加せず、Ｎｂの析出に影響を与えないことから、耐ＬＭＥ特性は劣化しない。そのため、Ｂｉを含有する場合には、Ｂｉの含有量は０．２００％以下にする。好ましくは０．１００％以下である。より好ましくは０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下であり、もっとも好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｂｉの含有量の下限は特に規定しないが、偏析を軽減する元素であることから、Ｂｉの含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。
　なお、上記したＶ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＨｆおよびＢｉについて、各含有量が好ましい下限値未満の場合には本発明の効果を害することがないため、不可避的不純物として含むものとする。
　（２）次に、ミクロ組織について説明する。
　焼戻しマルテンサイトとベイナイトの面積率：４０％以上８５％以下
　焼戻しマルテンサイトとベイナイトは鋼板強度に寄与する。具体的にいうと、鋼板を焼戻しマルテンサイトとベイナイトの主体組織とすることは高強度を保つのに有効である。このような効果を十分に得るためには、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は少なくとも４０％以上である必要がある。好ましくは４２％以上である。より好ましくは４５％以上であり、さらに好ましくは４７％以上であり、もっとも好ましくは５０％以上である。一方、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の和が８５％を超えると、鋼組織は焼戻しマルテンサイトやベイナイト、フレッシュマルテンサイトをはじめとした硬質相で占められる。そのうえ、このような硬質相が残留オーステナイトを拘束してしまうため、ＴＲＩＰ効果が効果的に発現せず、延性が劣るため、良好な成形性を実現することが困難となる。したがって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は８５％以下である必要がある。好ましくは８３％以下である。より好ましくは８２％以下であり、さらに好ましくは８１％以下であり、もっとも好ましくは８０％以下である。
　フレッシュマルテンサイトの面積率：０％以上２５％以下
　フレッシュマルテンサイトは非常に硬質な相であるため、鋼強度を向上させる。鋼板強度が担保されている場合は必ずしもフレッシュマルテンサイトは必要ではないが、鋼板組織にフレッシュマルテンサイトが含まれると鋼板強度がさらに向上し、さらなる高強度化を図ることが可能である。したがって、フレッシュマルテンサイトの面積率は０％以上とする必要がある。好ましくは２％以上である。より好ましくは３％以上である。さらに好ましくは４％以上であり、もっとも好ましくは５％以上である。一方で、フレッシュマルテンサイトは鋼の延性を低下させ、良好な成形性を実現することが困難となる。そのため、フレッシュマルテンサイトの面積率は２５％以下とする必要がある。好ましくは２３％以下とする。より好ましくは２２％以下である。さらに好ましくは２１％以下であり、もっとも好ましくは２０％以下である。
　残留オーステナイトの面積率：５％以上２０％以下
　残留オーステナイトは、加工時にＴＲＩＰ効果によりマルテンサイト変態し、高強度化を進めると同時に歪分散能を高めることにより延性を向上させる。そのため、良好な成形性を確保するため、残留オーステナイトの面積率は５％以上である必要がある。好ましくは７％以上であり、より好ましくは８％以上である。さらに好ましくは９％以上であり、もっとも好ましくは１０％以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が２０％を超えてしまうと、溶接時に特にＳｉといった残留オーステナイトに濃化している元素が拡散し、亜鉛融点の低温化を引き起こすため、溶接時の鋼板への亜鉛侵入を容易にしてしまい、鋼板の耐ＬＭＥ特性が劣化してしまう恐れがある。そのため、耐ＬＭＥ特性の劣化を防ぎつつ、十分な延性を確保するために残留オーステナイトの面積率は２０％以下とする必要がある。好ましくは１８％以下である。より好ましくは１７％以下である。さらに好ましくは１６％以下であり、もっとも好ましくは１５％以下である。
　なお、本発明では、フェライト、パーライトといった残部組織が含まれていても、本発明の効果を阻害しない。残部組織がある場合には、残部組織はフェライト、パーライトの少なくとも１つ以上を含むものとし、具体的にフェライト、パーライトの少なくとも１つ以上を面積率で０％以上とする。好ましい残部組織の面積率は２０％以下である。より好ましくは１８％以下である。さらに好ましくは１５％以下である。もっとも好ましくは１３％以下である。
　鋼板中の固溶Ｎｂ量（Ｎｂｓｏｌ）と、粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ析出物中のＮｂ量（Ｎｂｐｒｅ）と、鋼板に含有されるすべてのＮｂ量（Ｎｂ）の関係が、下記（式１）を満たす
（式１）（Ｎｂｓｏｌ／Ｎｂ）＋（Ｎｂｐｒｅ／Ｎｂ）≧０．４０
（式１）中において、Ｎｂｓｏｌ：固溶Ｎｂ量（質量％）、Ｎｂｐｒｅ：粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ析出物中のＮｂ量（質量％）を表す。
　鋼板中の固溶Ｎｂ量（Ｎｂｓｏｌ、単位は質量％）と、粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ析出物中のＮｂ量（Ｎｂｐｒｅ、単位は質量％）と、鋼に含有されるすべてのＮｂ量（Ｎｂ）の関係を定めることは、本発明において重要な構成案件の１つである。本発明では鋼板中のＮｂを固溶状態とすること、または溶接時に固溶状態とさせることが可能な状態とすることで、もらいＬＭＥによるＬＭＥを防ぎ、耐ＬＭＥ特性を向上させている。発明者らは鋼板中に含まれるＮｂ状態を、種々の鋼を作製することで変化させた結果、（式１）を満たす場合に耐ＬＭＥ特性が向上することを見出した。
溶接時の鋼中Ｎｂが固溶状態となっていることが耐ＬＭＥ特性を向上させるメカニズムは定かではないが、Ｎｂが固溶状態として存在しているとき、ＬＭＥ割れの直接的な原因となっている鋼板内への亜鉛侵入を妨げているのではないかと考えられる。以上のことから、（式１）を満たす必要がある。（Ｎｂｓｏｌ／Ｎｂ）＋（Ｎｂｐｒｅ／Ｎｂ）は、０．４１以上であることが好ましい。０．４２以上であることがより好ましい。また、上限は特に限定されるものではないが、（Ｎｂｓｏｌ／Ｎｂ）＋（Ｎｂｐｒｅ／Ｎｂ）は、０．９５以下とすることが好ましい。０．９０以下とすることがより好ましい。また、上記Ｎｂ析出物は、下限は特に限定されるものではないが、粒径が０．１ｎｍ以上であってよい。
　鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下
　延性を確保し、良好な成形性を有するためには、鋼中拡散性水素量は０．５０質量ｐｐｍ以下とする。０．３０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。０．２５質量ｐｐｍ以下とすることがより好ましい。０．２０質量ｐｐｍ以下とすることがさらに好ましく、０．１５質量ｐｐｍ以下とすることがもっとも好ましい。なお、鋼中拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼中拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。０．０２質量ｐｐｍ以上とすることがより好ましい。０．０３質量ｐｐｍ以上とすることがさらに好ましく、０．０５質量ｐｐｍ以上とすることがもっとも好ましい。
　（３）次に製造方法および製造条件について説明する。
　［スラブ（鋼素材）加熱工程］
　鋼素材の加熱条件：（式２）で表される温度Ｔｓｏｌ℃以上で１．０時間以上加熱
　鋼素材の加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、耐ＬＭＥ特性に悪影響を及ぼすばかりか、強度に寄与せずにＴＳ×Ｅｌバランスの向上が見込めない。そのため、鋳造時に析出した粗大な析出物を可能な限り再溶解させる必要がある。鋼素材の加熱温度がＴｓｏｌ℃を下回る、あるいは加熱時間が１時間未満となると、Ｎｂの固溶が不十分となり（式１）を満たさなくなることで、耐ＬＭＥ特性が劣るうえ、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する恐れがある。また、鋼素材表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼素材の加熱温度はＴｓｏｌ℃以上とする必要がある。このため、鋼素材の加熱温度は下記式（式２）で表されるＴｓｏｌ℃以上とする。好ましくはＴｓｏｌ×１．１℃以上である。より好ましくはＴｓｏｌ×１．２℃以上である。さらに好ましくはＴｓｏｌ×１．３℃以上であり、もっとも好ましくはＴｓｏｌ×１．５℃以上である。さらに、上記温度での加熱時間は１．０時間以上とする。好ましくは１．１時間以上である。より好ましくは１．２時間以上である。さらに好ましくは１．３時間以上であり、もっとも好ましくは１．５時間以上である。また、鋼素材の加熱温度の上限は特に定めないが、１５００℃を超えると、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大するため、鋼素材の加熱温度は１５００℃以下とすることが好ましい。１４５０℃以下とすることがより好ましい。１４００℃以下とすることがさらに好ましい。
（式２）Ｔｓｏｌ＝７９００／（３．４２－（ｌｏｇ（［Ｎｂ％］［Ｃ％］）））－２７３
  ［熱間圧延工程］
　熱間圧延の仕上げ圧延開始温度：ＴＦＥＴ℃
　加熱後の鋼素材は、熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延の開始温度の上下限は特に定めることはしないが、仕上げ圧延開始温度がＴｓｏｌ℃－１００℃未満では、鋼素材加熱時に固溶させたＮｂが析出し、析出物粒径が大きくなってしまい、（式１）を満たさなくなることで、耐ＬＭＥ特性が劣るため、仕上げ圧延開始温度はＴｓｏｌ℃－１００℃以上とすることが好ましい。より好ましくはＴｓｏｌ℃－７０℃以上である。さらに好ましくはＴｓｏｌ℃－５０℃以上である。もっとも好ましくはＴｓｏｌ℃－３０℃以上である。一方、仕上げ圧延開始温度が１２００℃超ではスラブ予加熱時のスケールロスが増大する上、熱間圧延中に板が割れる要因となりうる。このことから、熱間圧延の仕上げ圧延開始温度は１２００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは１１７０℃以下である。さらに好ましくは１１５０℃以下である。もっとも好ましくは１１２０℃以下である。
　熱間圧延の仕上げ圧延終了温度：ＴＦＤＴ℃
　加熱後の鋼素材は、熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延の終了温度の上下限は特に定めることはしないが、仕上げ圧延終了温度が８００℃未満では、鋼素材加熱時に固溶させたＮｂが析出してしまい、Ｎｂの析出量が増える。さらに、圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなり、冷間圧延を行う場合の妨げとなる恐れがある。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は８００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは８２０℃以上である。さらに好ましくは８４０℃以上である。もっとも好ましくは８５０℃以上である。また、仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にあり、また、結晶粒が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合があることから、好ましくは１０００℃以下とする。より好ましくは９８０℃以下とする。さらに好ましくは９７０℃以下とする。もっとも好ましくは９５０℃以下である。
　有効時間：ｔＨＲ
　仕上げ圧延開始から仕上げ圧延終了までに要する時間を有効時間ｔＨＲと定義する。鋼板に含まれるＮｂは仕上げ圧延中に析出・成長し始めるため、有効時間ｔＨＲはＮｂの形態を耐ＬＭＥ特性が向上するものへ制御するためのパラメータの一つである。有効時間ｔＨＲには特に上下限を定めることはしないが、好ましくは３秒以上とする。より好ましくは４秒以上とする。さらに好ましくは５秒以上とし、もっとも好ましくは７秒以上とする。また、有効時間ｔＨＲは、好ましくは１５秒以下とする。より好ましくは１２秒以下とする。さらに好ましくは１１秒以下とし、もっとも好ましくは１０秒以下とする。
　［巻取り工程］
　ＴＦＤＴ℃から６５０℃までの滞留時間：ｔＣＴ
　仕上げ圧延完了温度から６５０℃に到達するまでの時間を滞留時間ｔＣＴと定義する。仕上げ圧延完了時点から板温が６５０℃となるまでは、Ｎｂの析出および析出Ｎｂの成長が進みやすくなっているため、滞留時間ｔＣＴはＮｂの形態を耐ＬＭＥ特性が向上するものへ制御するためのパラメータの一つである。滞留時間ｔＣＴには特に上下限を定めることはしないが、好ましくは５秒以上とする。より好ましくは７秒以上とする。さらに好ましくは８秒以上とし、もっとも好ましくは９秒以上とする。また、滞留時間ｔＣＴは２０秒以下とする。より好ましくは１８秒以下とする。さらに好ましくは１７秒以下とし、もっとも好ましくは１５秒以下とする。
　熱間圧延後の巻取り温度ＴＣＴ℃：６５０℃以下
　熱間圧延後の巻取り温度が６５０℃より高くなると、Ｎｂの析出および析出Ｎｂの成長が過度に進み、（式１）を満たなくなることで、耐ＬＭＥ特性が劣化する原因となりうるうえ、熱延板表面に酸洗によって除去することが困難な酸化被膜が生成し、冷延後の表面概観を損ねる原因となりうる。したがって、熱間圧延後の巻取り温度は６５０℃以下とした。好ましくは６３０℃以下である。より好ましくは６２０℃以下である。さらに好ましくは６１０℃以下とし、もっとも好ましくは６００℃以下とする。なお、巻取り温度の下限は特に設けないが、３００℃より低くなると、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下することから、好ましくは巻取り温度の下限を３００℃以上とする。より好ましくは３２０℃以上とする。さらに好ましくは３５０℃以上とする。もっとも好ましくは４００℃以上とする。
　得られた熱延鋼板（熱延コイル）は、この後の冷間圧延での荷重増大を防ぐために、必要に応じて６５０℃未満の温度で中間熱処理を行っても良い。その際、１５０℃以上の温度とすることが好ましい。例えば、均熱温度が５００℃、均熱時間が４時間の箱型焼鈍炉における熱処理を行う方法が挙げられる。
　また、得られた熱延鋼板（熱延コイル）は、必要に応じて酸洗等の処理を行ってもよい。熱延コイルの酸洗方法は常法に従えばよい。また、熱延コイルの形状矯正および酸洗性向上のためにスキンパス圧延を行ってもよい。
　熱間圧延および／または中間熱処理および／または酸洗後は、そのまま後述している焼鈍工程（熱処理）を施してもよいし、冷間圧延を施した後、熱処理してもよい。冷間圧延を施す場合、冷間圧下率は２５％以上とすることが好ましく、３０％以上とすることがより好ましい。３２％以上とすることがさらに好ましく、３５％以上とすることがもっとも好ましい。一方、過度の圧下は圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招くため、その上限について、冷間圧延率は７５％以下とすることが好ましく、７０％以下とすることがより好ましい。６７％以下とすることがさらに好ましく、６５％以下とすることがもっとも好ましい。
　［焼鈍工程］
　６５０℃から均熱温度ＴＡＴ℃までの昇温時間：ｔ
　板温が６５０℃以上となると、Ｎｂの析出および析出Ｎｂの成長が進むことから、昇温時間ｔはＮｂの形態を耐ＬＭＥ特性が向上するものへ制御するためのパラメータの一つである。特に昇温時間ｔについて上下限を定めることはしないが、好ましくは３００秒以上とする。より好ましくは４００秒以上である。さらに好ましくは４５０秒以上であり、もっとも好ましくは４９０秒以上である。また、昇温時間ｔは、好ましくは７００秒以下とする。より好ましくは６５０秒以下である。さらに好ましくは６００秒以下であり、もっとも好ましくは５９０秒以下である。
　均熱温度：ＴＡＴが７５０℃以上９５０℃以下
　７５０℃未満の温度域で保持する場合、二相域での保持となるため、最終組織中の焼戻しマルテンサイトとベイナイトの面積率が４０％未満となり、十分な鋼板強度を確保することができない。このため、均熱温度ＴＡＴ℃は７５０℃以上とする。好ましくは７７０℃以上とする。より好ましくは８００℃以上とし、さらに好ましくは８４０℃以上とする。一方、９５０℃超えの温度域で保持する場合、Ｎｂの析出しやすくなり、またＮｂ析出物の成長が過度に進むことから（式１）を満たなくなり、耐ＬＭＥ特性が劣化してしまう。このため、均熱温度ＴＡＴ℃は９５０℃以下とする。好ましくは９４０℃以下とする。より好ましくは９３０℃以下とし、さらに好ましくは９２０℃以下とする。
　均熱温度ＴＡＴ℃での保持時間：ｔＡＴ
　均熱温度ＴＡＴ℃での保持時間ｔＡＴは均熱時に鋼板のオーステナイト化を進めるための制御パラメータの一つであると同時に、Ｎｂの析出およびＮｂ析出物の成長にも関わることから、耐ＬＭＥ特性を制御するためのパラメータの一つである。保持時間ｔＡＴに特に上下限を定めることはしないが、オーステナイト化を十分に進める目的のために１５秒以上とすることが好ましい。より好ましくは３０秒以上とする。さらに好ましくは５０秒以上とし、もっとも好ましくは１００秒以上とする。また、Ｎｂ析出物の粒を微細なものとし、耐ＬＭＥ特性の向上を図る観点から１０００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは５００秒以下とする。さらに好ましくは４００秒以下とし、もっとも好ましくは３５０秒以下とする。
　ＱＨＲとＱＣＴとＱＡＴの合計が６０００以下
　熱間圧延工程、巻取り工程、焼鈍工程における加熱時においてＮｂの析出およびＮｂ析出物の成長を抑制するために、仕上げ圧延開始温度ＴＦＥＴ℃、仕上げ圧延終了温度ＴＦＤＴ℃、仕上げ圧延開始から仕上げ圧延終了までの有効時間ｔＨＲによって下記（式３）で定義されるＱＨＲと、前記巻取り工程において、ＴＦＤＴから６５０℃までの滞留時間ｔＣＴ、巻取り温度ＴＣＴ℃によって下記（式４）で定義されるＱＣＴと、前記焼鈍工程において、均熱温度ＴＡＴ℃、６５０℃から均熱温度ＴＡＴ℃までの昇温時間ｔ、均熱温度ＴＡＴ℃での保持時間ｔＡＴによって下記（式５）で定義されるＱＡＴが下記（式６）を満たす、つまりＱＨＲとＱＣＴとＱＡＴの合計が６０００以下であることは本発明における重要な要件であり、この理由を下記で述べる。
（式３）ＱＨＲ＝０．５（ＴＦＥＴ＋ＴＦＤＴ）×ｌｏｇ１０（ｔＨＲ）
（式４）ＱＣＴ＝０．５（ＴＣＴ＋６５０）×ｌｏｇ１０（ｔＣＴ）
（式５）ＱＡＴ＝０．５（６５０＋ＴＡＴ）×ｌｏｇ１０（ｔ）　＋　ＴＡＴ×ｌｏｇ１０（ｔＡＴ）
（式６）ＱＨＲ＋ＱＣＴ＋ＱＡＴ≦６０００
　熱間圧延工程、巻取り工程、加熱工程においてＮｂの析出および成長を抑制するためにＴｓｏｌ以下６５０℃以上の熱が加わる有効時間ｔＨＲ、滞留時間ｔＣＴ、昇温時間ｔ、保持時間ｔＡＴのそれぞれについて、各時間の開始時点と終了時点の温度によって定義されるＱＨＲとＱＣＴとＱＡＴの和が６０００以下であることは本発明における重要な要件である。
　ＱＨＲとＱＣＴとＱＡＴの和が６０００超では、Ｎｂが過剰に析出および析出物が成長してしまい、耐ＬＭＥ特性を向上させるＮｂ量が減少し、耐ＬＭＥ特性に劣ることとなるため、ＱＨＲとＱＣＴとＱＡＴの和は６０００以下とする。好ましくは５９９０以下とする。より好ましくは５９８０以下とする。さらに好ましくは５９７０以下とし、もっとも好ましくは５９５０以下とする。ＱＨＲとＱＣＴとＱＡＴの和について下限値は特に定めないが、実操業上で実施可能な範囲を考えると、３５００以上とすることが好ましい。より好ましくは３６００以上とする。さらに好ましくは３７００以上とする。もっとも好ましくは３８００以上とし、さらにもっとも好ましくは３９００以上とする。
　ＱＡＴの値が４７００以下（好適条件）
　熱間圧延工程、巻取り工程、焼鈍工程の加熱時において加えられる熱を総じて勘案することで、過度なＮｂの析出および成長を抑制するという観点から、ＱＨＲとＱＣＴとＱＡＴの和で評価を行っている。そのため、それぞれの値の上限値及び下限値は特に定めないが、鋼板の最終組織に直結する焼鈍工程の加熱時のＮｂの過度な成長を抑制するという観点から、ＱＡＴは４７００以下とすることが好ましい。より好ましくは４６５０以下とし、さらに好ましくは４６３０以下とする。もっとも好ましくは４６００以下である。また、鋼の高強度化という観点から、焼鈍時のオーステナイト分率をより精密に制御するためにはＱＡＴは３５００以上とすることが好ましい。より好ましくは３８００以上とする。さらに好ましくは４１００以上とする。最も好ましくは４１２０以上とする。
　熱間圧延工程、巻取り工程についても同様に、Ｎｂの過度な成長を抑制するという観点から、ＱＨＲについては１２００以下とすることが好ましい。より好ましくは１１７０以下とし、さらに好ましくは１１５０以下とする。また、ＱＣＴについては８５０以下とすることが好ましい。より好ましくは８４０以下とし、さらに好ましくは８３５以下とする。一方、特に下限は特に限定されるものではないが、ＱＨＲについては２５０以上とすることが好ましい。ＱＨＲは、より好ましくは６００以上とし、さらに好ましくは７００以上とする。また、ＱＣＴについては１５０以上とすることが好ましい。ＱＣＴはより好ましくは１７０以上とし、さらに好ましくは１８０以上とする。
　鋼板は焼鈍工程において均熱温度ＴＡＴで保持時間ｔＡＴだけ保持した後はそのまま冷却しても良いし、任意の保持温度まで冷却した後保持を行って冷却しても良いし、任意の冷却停止温度まで冷却を行い、その後保持温度まで再加熱を行い保持した後冷却をしても良い。
　また、焼鈍工程後、再加熱を行っても良い。鋼板中にマルテンサイトを形成させてその後焼戻しを行うと未変態オーステナイトへＣを濃化させ、オーステナイトの安定性を高めることで冷却後の鋼板に含まれる残留オーステナイトの面積率が増大し、さらなる延性の向上させることができるという理由から、再加熱を行う場合は１００℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、２００℃以上４５０℃以下の保持温度まで再加熱した後保持を行った後に室温まで冷却することが好ましい。上記再加熱温度は２００℃以上とすることが好ましい。２１０℃以上とすることがより好ましい。２３０℃以上とすることがさらに好ましく、２５０℃以上とすることがもっとも好ましい。また、再加熱温度は４５０℃以下とすることが好ましい。４３０℃以下とすることがより好ましい。４１０℃以下とすることがさらに好ましく、４００℃以下とすることがもっとも好ましい。
　また、再加熱を行わない場合は２００℃以上４５０℃以下の保持温度で１０秒以上保持した後室温まで冷却することが好ましい。２００℃以上４５０℃以下の保持温度で２０秒以上保持することがより好ましく、２５秒以上保持することがさらに好ましい。また、保持時間の上限は特に限定されるものではないが、５００秒以下とすることが好ましい。４００秒以下とすることがより好ましい。
　めっき処理を施す
　例えば、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、前記焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。上記めっき浴の温度は４４０℃以上とすることが好ましい。４５０℃以上とすることがより好ましい。４５５℃以上とすることがさらに好ましい。また、上記めっき浴の温度は５００℃以下とすることが好ましい。４９０℃以下とすることがより好ましい。４８５℃以下とすることがさらに好ましい。
めっき処理条件に特別な制限はないが、めっき付着量（片面当たりの付着量）は、耐食性およびめっき付着量制御上の観点から２０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。めっき付着量は２５ｇ／ｍ２以上とすることがより好ましく、３０ｇ／ｍ２以上とすることがさらにより好ましい。３２ｇ／ｍ２以上とすることがもっとも好ましい。また、密着性の観点から１２０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。めっき付着量は１００ｇ／ｍ２以下とすることがより好ましく、７０ｇ／ｍ２以下とすることがさらにより好ましい。６５ｇ／ｍ２以下とすることがもっとも好ましい。
　なお、溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８％以上０．３０％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。すなわち、溶融亜鉛めっきにおけるＡｌ量は０．０８％以上とすることが好ましい。０．０９％以上とすることがより好ましい。０．１０％以上とすることがさらに好ましく、０．１２％以上とすることがもっとも好ましい。溶融亜鉛めっきにおけるＡｌ量は０．３０％以下とすることが好ましい。０．２５％以下とすることがより好ましい。０．２２％以下とすることがさらに好ましく、０．２０％以下とすることがもっとも好ましい。さらに、めっき浴中にＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉ以外にＰｂ、Ｓｂ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｓｎ等の元素が混入していても本発明の効果は変わらない。
　溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、残留オーステナイトの面積率が５％未満となり、延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。４６０℃以上とすることがより好ましい。４６５℃以上とすることがさらに好ましく、４７０℃以上とすることがもっとも好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。５７０℃以下とすることがより好ましい。５５０℃以下とすることがさらに好ましく、５３０℃以下とすることがもっとも好ましい。なお、合金化された溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層のＦｅ濃度は８～１７％となることが好ましい。すなわち、合金化された溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層のＦｅ濃度は８％以上となることが好ましい。９％以上となることがより好ましい。１０％以上となることがさらに好ましい。合金化された溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層のＦｅ濃度は１７％以下となることが好ましい。１６％以下となることがより好ましい。１５％以下となることがさらに好ましい。合金化めっき処理を施すことで合金化めっき層が形成される。
　表１－１、表１－２に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを、表２－１、表２－２に示す条件で加熱工程、熱間圧延工程、巻取り工程、焼鈍（加熱）工程を経た後、再加熱を行う場合は１００℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、２００℃以上４５０℃以下の保持温度まで再加熱した後保持を行った後に室温まで冷却し、再加熱を行わない場合は２００℃以上４５０℃以下の保持温度で１０秒以上保持した後室温まで冷却し、圧下率５０％で冷間圧延することで高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。一部の鋼板については巻取り工程までを行い、その鋼を冷間圧延せずに加熱工程行うことで熱延鋼板（ＨＲ）を得た。さらに、一部の鋼板については溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下の範囲内になるように調整した。
　得られた鋼板の断面ミクロ組織、引張特性、耐ＬＭＥ特性について調査を行い、その結果を表３－１、表３－２に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用い、各組織（焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計、フレッシュマルテンサイト）の面積率を算出した。また、上記の組織画像において、フレッシュマルテンサイトは明灰色の組織の領域、焼戻しマルテンサイトとベイナイトは暗灰色の組織中に炭化物が析出している領域であるとした。
　残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚１/４位置から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の{２００}、{２２０}、{３１１}面および、ｂｃｃ鉄の{２００}、{２１１}、{２２０}面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求めた。
　鋼中の水素量は、５×３０ｍｍ程度の試験片を切り出した熱延鋼板、冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板を用意し、亜鉛めっき鋼板についてはルータ（精密グラインダ）を使って試験片表面のめっきを除去したうえで、石英管中に入れ、石英管内をＡｒで置換した後、２００℃／ｈｒで昇温し、４００℃までに発生した水素をガスクロマトグラフにより、昇温分析法にて放出水素量を測定した。室温（２５℃）から２５０℃未満の温度域で検出された水素量の累積値を拡散性水素量とした。
　鋼に含有されるすべてのＮｂ量（Ｎｂｔｏｔａｌ）、鋼板中の固溶Ｎｂ量（Ｎｂｓｏｌ）および粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ量（Ｎｂｐｒｅ）は以下の手順にて測定した。まず鋼に含有されるすべてのＮｂ量（Ｎｂ）については湿式化学分析により全Ｎｂ量（Ｎｂ）を測定した。次に粒径２０ｎｍ以下のＮｂ量の測定方法について説明する。２０ｎｍ以下のＮｂ析出量について鋼材中の析出物を残差として捕捉し、全残差中のＮｂ量を求め、その後粒径が２０ｎｍ以上の残差中に存在するＮｂ量を求め、全残差中のＮｂ量と粒径が２０ｎｍ以上の残差中に存在するＮｂ量との差分を得ることで求めた。具体的な手順は以下のとおりである。２０×５０ｍｍ程度に切り出した熱延鋼板、冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板の試験片を複数用意し、亜鉛めっき鋼板についてはルータ（精密グラインダ）を使って試験片表面のめっきを除去した。採取した状試験片の表面を、予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得た。得られた試験片に対して、析出物抽出用の電解液として１０ｖｏｌ％　アセチルアセトン‐１ｍａｓｓ％　塩化テトラメチルアンモニウム‐メタノールを用いて電解を行った。得られた電解後の電解液を孔径０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉した後、残渣を酸分解し、ＩＣＰ発光分析を用いてＮｂ濃度について質量％単位で定量した。これを全残差中のＮｂ量とした。続いて、残りの試験片から同じく１０ｖｏｌ％　アセチルアセトン‐１ｍａｓｓ％　塩化テトラメチルアンモニウム‐メタノールを用いて電解した。この時、電解後の金属試料の残部に付着した残差等を別途準備したメタノール中に浸漬させ、超音波振動を用いて金属試料の残部に付着した残差等を容器内に捕集した。その後、電解後の電解液と金属試料の残部に付着していた残差の含まれるメタノールを孔径２０ｎｍのアルミナフィルタを用いて残差を捕捉した。これらの残差をヘキサメタリン酸中に浸漬させ、超音波振動を用いてヘキサメタリン酸中に分散させた。ここで、残差を分散させたヘキサメタリン酸中の残差について新たな孔径２０ｎｍのアルミナフィルタを用いて補足した。ここで、上記アルミナフィルタ上に捕捉されている残差は粒径２０ｎｍ以上である。これら捕捉された残差を酸分解し、ＩＣＰ発光分析を用いてＮｂ濃度について質量％単位で定量した。これを粒径が２０ｎｍ以上の残差中に存在するＮｂ量とした。ここで全残差中のＮｂ量と粒径が２０ｎｍ以上の残差中に存在するＮｂ量の差分を求め、これを粒径２０ｎｍ以下のＮｂ量（Ｎｂｐｒｅ）とした。次に鋼中の固溶Ｎｂ量について、鋼に含有されるすべてのＮｂ量（Ｎｂ）から、上記の方法で求めた全残差中のＮｂ量との差分を求める事で鋼板中の固溶Ｎｂ量（Ｎｂｓｏｌ）とした。
なお、上記のＮｂ析出物は主にはＮｂＣであるが、ＮｂＮやその他のＮｂ析出物が含まれていてもよい。
　引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強さ）とＥＬ（全伸び）を測定した。実施例においてＴＳが９８０ＭＰａ以上である鋼板は目標強度を達成して合格したと判断した。また、ＴＳ１．５×Ｅｌが３９００００以上である鋼板は目標の成形性を達成して合格したと判断した。
　耐ＬＭＥ特性の評価は、圧延直角方向：１００ｍｍ、圧延方向：３０ｍｍとなるサンプルを鋼板から採取し、同サイズに切り出した９８０ＧＡとを重ね合わせた評価サンプルを用いて行った。
　評価サンプルに対し抵抗スポット溶接を施す際、打角θをつけて行い、溶接の加圧力は３．５ｋＮとした。ここで、スポット溶接における打角は、スポット溶接部材の断面において、ナゲットの長径を通る線と、鋼板の表面に平行な線とがなす角θのことと定義する。また、溶接電流パターンは、得られるナゲット径が３．５√ｔ～５．５√ｔの範囲となるように制御した。ここで、ｔは鋼板１枚の板厚（１．２ｍｍ）である。抵抗スポット溶接においては、Ｄｒ６型のＣｕＣｒ電極を使用し、重ね合わせた評価サンプルと電極のクリアランスは２．０ｍｍとした。なお、耐ＬＭＥ特性の評価における溶接の打角およびホールド時間は表３－１、表３－２に示すとおりである。
　１つの評価につき、５個の評価サンプルをスポット溶接し、溶接部材を作製し、光学顕微鏡（倍率１００倍）を用いてスポット溶接部材の断面を観察して耐ＬＭＥ特性の評価を行った。割れ発生した部材が２個以下で割れの平均深さが１００μｍ未満の場合（割れ発生無しも含む）は◎、割れ発生した部材が２個以下で割れの平均深さが１００μｍ以上３００μｍ未満の場合は○、割れ発生した部材が２個以下で割れの平均深さが３００μｍ以上の場合は△、割れ発生した部材が３個以上の場合は×と判定した。実施例において、◎、○、△と判定された鋼板はＬＭＥ特性に優れると判断し、発明例とし、×と判定された鋼板はＬＭＥ特性に劣ると判断して比較例とした。
　本発明例の高強度鋼板は、いずれも高いＴＳ、ＴＳ×Ｅｌバランスを有し、かつ耐ＬＭＥ特性に優れた高強度鋼板が得られている。一方、比較例では、ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌバランス、耐ＬＭＥ特性の少なくとも一つの特性が劣っている。

 

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
    Ｓｉ：０．０１％超２．５０％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上５．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下および、
    Ｔｉ：０．０１０％以上０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以上０．５００％以下、
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であって、
    板厚１／４位置における鋼板のミクロ組織は、
    焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計の面積率が４０％以上８５％以下で、
    フレッシュマルテンサイトの面積率が０％以上２５％以下で、
    残留オーステナイトの面積率が５％以上２０％以下で、
    残部は、フェライト、パーライトのうち少なくとも１つが面積率で０％以上２０％以下であり、
    前記Ｎｂは、固溶Ｎｂ量（Ｎｂｓｏｌ）と、粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ析出物中のＮｂ量（Ｎｂｐｒｅ）と、鋼板に含有されるすべてのＮｂ量（Ｎｂ）の関係が、下記（式１）を満たしており、
    鋼中拡散性水素が０．５０質量ｐｐｍ以下である高強度鋼板。
     
    （式１）（Ｎｂｓｏｌ／Ｎｂ）＋（Ｎｂｐｒｅ／Ｎｂ）≧０．４０
    （式１）中において、Ｎｂｓｏｌ：固溶Ｎｂ量（質量％）、Ｎｂｐｒｅ：粒径が２０ｎｍ未満のＮｂ析出物中のＮｂ量（質量％）を表す。
  2. 　さらに、成分組成として、質量％で
    Ｖ：０．５００％以下、
    Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｗ：０．１０％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｃｏ：１．００％以下、
    Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｃａ：０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０．１００％以下、
    Ｔｅ：０．１００％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下、
    Ｂｉ：０．２００％以下、
    から選択される１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　鋼板表面にめっき層を有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記めっき層が合金化めっき層である請求項３に記載の高強度鋼板。
  5. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼素材を下記（式２）で表される温度Ｔｓｏｌ℃以上で１．０時間以上加熱するスラブ加熱工程と、
    熱間圧延工程と、
    巻取り温度ＴＣＴ℃が６５０℃以下である巻取り工程と、
    均熱温度ＴＡＴ℃まで加熱を行い、７５０℃以上９５０℃以下である均熱温度ＴＡＴ℃で保持を行い、保持後に冷却を行う焼鈍工程と、を有し、
    前記熱間圧延工程において、仕上げ圧延開始温度ＴＦＥＴ℃、仕上げ圧延終了温度ＴＦＤＴ℃、仕上げ圧延開始から仕上げ圧延終了までの有効時間ｔＨＲによって（式３）で定義されるＱＨＲと、
    前記巻取り工程において、ＴＦＤＴ℃から６５０℃までの滞留時間ｔＣＴ、巻取り温度ＴＣＴ℃によって（式４）で定義されるＱＣＴと、
    前記焼鈍工程において、均熱温度ＴＡＴ℃、６５０℃から均熱温度ＴＡＴ℃までの昇温時間ｔ、均熱温度ＴＡＴ℃での保持時間ｔＡＴによって（式５）で定義されるＱＡＴが（式６）を満たす高強度鋼板の製造方法。
     
    （式２）Ｔｓｏｌ＝７９００／（３．４２－（ｌｏｇ（［Ｎｂ％］［Ｃ％］）））－２７３
    ただし、［Ｎｂ％］、［Ｃ％］はそれぞれ鋼中に含まれるＮｂ量（質量％）とＣ量（質量％）である。
    （式３）ＱＨＲ＝０．５（ＴＦＥＴ＋ＴＦＤＴ）×ｌｏｇ１０（ｔＨＲ）
    （式４）ＱＣＴ＝０．５（ＴＣＴ＋６５０）×ｌｏｇ１０（ｔＣＴ）
    （式５）ＱＡＴ＝０．５（６５０＋ＴＡＴ）×ｌｏｇ１０（ｔ）　＋　ＴＡＴ×ｌｏｇ１０（ｔＡＴ）
    （式６）ＱＨＲ＋ＱＣＴ＋ＱＡＴ≦６０００
  6. 　ＱＡＴの値が４７００以下である請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼鈍工程後に、めっき処理を施す請求項５または６に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 　前記めっき処理は、合金化めっき処理である請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
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