JP2005336526A - 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 強度、伸び、及び伸びフランジ性（穴拡げ率）のバランスに優れており、特に強度と伸びのバランスに一層優れた高強度鋼板を提供する。
【解決手段】
Ｃ ：０．０６〜０．６％（質量％の意味、以下、同じ）、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）
を含有し、
焼戻マルテンサイトを含有する残留オーステナイト鋼板において、
該焼戻マルテンサイトの占積率は、全組織に対して５０％以上であり、
該残留オーステナイトの占積率は、全組織に対して３〜２０％であり、且つ、該残留オーステナイトの平均結晶粒径は４．５μｍ以下である
ことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。

Description

本発明は、加工性に優れた残留オーステナイト含有高強度鋼板に関し、詳細には、伸び（全伸び）及び伸びフランジ性の高められた高強度鋼板に関するものである。

自動車等の軽量化・安全性能の向上を狙って、約５９０ＭＰａ級以上、更には約７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板であって、伸び（全伸び）及び伸びフランジ性［穴拡げ性（局部的な延性）］のバランスに優れた高強度鋼板の提供が切望されている。

この様なニーズを受けて開発された高強度薄鋼板として、残留オーステナイトを含有する残留オーステナイト鋼板［通称、ＴＲＩＰ鋼板（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）］が注目されている。ＴＲＩＰ鋼板は、組織中に残留オーステナイト（残留γ、γ_Rとも記載する）を生成させ、この残留γが加工変形中に誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して優れた延性を発揮するものであり、例えば、ポリゴナルフェライト＋ベイナイト＋残留γの組織からなるＴＲＩＰ型複合組織鋼（ＰＦ鋼）や、ベイネティックフェライト＋残留γ＋マルテンサイトの組織からなるＴＲＩＰ型ベイナイト鋼（ＢＦ鋼）が知られている。しかし、ＰＦ鋼は伸びフランジ性に劣り、ＢＦ鋼は伸びに劣るという欠点を有している。

そこで、残留γによる優れた強度・伸びのバランスを維持しつつ、しかも伸びフランジ性等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。本願出願人も、この様な要求特性を兼ね備えた高強度鋼板として、焼戻マルテンサイト、焼戻ベイナイト等を母相組織とし、残留γを第２相組織とするＴＲＩＰ鋼板を既に開示している（特許文献１〜４）。これらの鋼板は、熱間圧延後の冷却速度を調整する等してマルテンサイト、ベイナイト（更にはフェライト）を導入し、フェライト−オーステナイト（γ）２相域温度から特定のパターンで冷却して残留オーステナイトを生成させることによって製造されている。

一方、微細な第２相組織の形成により、機械的特性の改善を図った技術も提案されている。

例えば非特許文献１には、ナノレベル（破壊の起点とならない大きさ）サイズの炭化物（セメンタイト）で析出強化した高強度熱延鋼板における、スラブ加熱時の炭化物挙動について報告されている。この方法によれば、スラブ加熱時に全ての炭化物が溶解する熱処理を施しているので、ナノレベルの炭化物が結晶粒内に微細分散された熱延鋼板が得られることになり、その結果、伸びフランジ性も改善されると予想される。しかしながら、上記文献には、結晶粒内にナノレベルの炭化物を微細分散させる技術が開示されているに過ぎず、炭化物は硬質な為、所望の延性を得ることはできない。

また、非特許文献２のＦｉｇ．１０には、セメンタイトを粒内で球状化させる所謂球状化処理の活用により、第２相の残留オーステナイトを微細分散させたＴＲＩＰ鋼板の写真が示されている。ところが当該残留オーステナイトは、Ｆｉｇ．９の模式図にも示す通り、マトリックス中に分散しておらず、しかも、この残留γの周囲には硬質の炭化物が取巻いている為、強度は約５９０ＭＰａと低いにも拘わらず、伸びは約２５％と小さく、残留γによる優れた延性効果が得られてないことが分かる（Ｔａｂｌｅ２）。

本願出願人も、焼戻マルテンサイト、焼戻ベイナイト等を母相組織とし、残留γを第２相組織とするＴＲＩＰ鋼板において、粗大な第２相組織の生成を抑制すれば伸びフランジ性が向上し、更に疲労特性も改善されることを見出し、出願を済ませている（特許文献５）。しかしながら、この方法は、主に「伸びフランジ性の向上」という観点から第２相組織（残留γ）の粗大化を抑制したものであり、本発明の様に「伸び特性の向上」については全く意図していない為、上記方法における残留γの形態は必ずしも、伸び特性の向上に有用なものとはなっておらず、伸び特性に、やや劣るという問題がある。
特開２００２−３０９３３４号公報 特開２００２−３０２７３４号公報 特開２００３−１７１７３５号公報 特開２００３−１７１７３６号公報 特開２００３−７３７７３号公報 材料とプロセス、２００３年、１６巻、１４１９頁 クラウス エバール、ピエール キャンチニーズ及びフィリップ ハーレット（Klaus Eberle, Pierre Cantineauz and Philippe Harlet）著、鋼研究（Steel Research）、「変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）を示す高強度低合金多相鋼を製造する為の新しいサーモメカニカル戦略（New thermomechanical strategies for the production of high strength low alloyed multiphase steel showing a transformation induced plasticity (TRIP) effect）」、１９９９年、７０巻、６号、ｐ．２３３〜２３８頁

本発明は上記事情に着目してなされたものであって、その目的は、強度、伸び、及び伸びフランジ性（穴拡げ率）のバランスに優れており、特に強度と伸びのバランスに一層優れた高強度鋼板、及びその製造方法を提供することにある。

上記課題を達成し得た本発明に係る加工性に優れた高強度鋼板とは、
Ｃ ：０．０６〜０．６％（質量％の意味、以下、同じ）、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）
を含有し、
焼戻マルテンサイトを含有する残留オーステナイト鋼板において、
該焼戻マルテンサイトの占積率は、全組織に対して５０％以上であり、
該残留オーステナイトの占積率は、全組織に対して３〜２０％であり、且つ、該残留オーステナイトの平均結晶粒径は４．５μｍ以下である
ところに要旨を有するものである。

ここで、上記残留オーステナイト中のＣ濃度（Ｃγ_R）は０．８％以上であることが好ましい。また、鋼中成分として更に、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有するものはいずれも、本発明の好ましい態様である。

また、上記課題を解決し得た本発明に係る高強度鋼板の製造方法とは、前述した成分を満足し、マルテンサイト組織が導入された鋼板に、焼鈍工程またはめっき工程を施して高強度鋼板を製造する方法であって、
該焼鈍工程またはめっき工程は、３０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で、Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度に加熱する工程；該Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程
を包含するところに要旨を有するものである。

更に上記高強度鋼板を加工することによって得られる鋼部品も本発明の範囲内に包含される。

本発明によれば、強度と、伸び（全伸び）・伸びフランジ性のバランス向上に有用な焼戻マルテンサイトを母相組織とし、伸び向上に有用な残留γを第２相組織とするＴＲＩＰ鋼板において、特に残留γの平均結晶粒径が４．５μｍ以下と微細に制御されているので、強度と伸びのバランスが更に改善された高強度鋼板を提供することができた。

本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼板のなかでも特に、前述した特許文献２に記載のＴＲＩＰ鋼板（焼戻マルテンサイトを母相組織とする鋼板）における強度と伸びのバランスを一層高めるべく、鋭意検討してきた。その結果、残留γの平均粒径を４．５μｍ以下と、非常に微細な組織とすれば所期の目的が達成できること；この様な微細化された残留γを得る為には、所望の焼戻マルテンサイト及び残留γを生成させる為に実施される焼鈍またはめっき工程において、加熱時の加熱速度を３０℃／ｓｅｃ以上と急速加熱すれば良いことを見出し、本発明を完成した。

以下、本発明を特徴付ける組織（母相組織及び第２相組織）について説明する。

前述した通り、本発明の鋼板は、上記特許文献２の組織（焼戻マルテンサイトを母相組織とする残留オーステナイト鋼板）をベースとするものであるが、特に第２相組織の主体である残留γの平均粒径が４．５μｍ以下と、微細に制御されている点で、特許文献２のＴＲＩＰ鋼板とは相違している。

焼戻マルテンサイト：５０％以上
焼戻マルテンサイトは、所望の特性（伸びと伸びフランジ性）を確保するのに極めて有用であり、以下の特徴を有している。

第一に、上記「焼戻マルテンサイト」は、転位密度が少なく軟質であり、しかもラス状組織を有する点で、転位密度の多い硬質組織である通常のマルテンサイトとは相違する。両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別することができる。

第二に、上記「焼戻マルテンサイト」は、同一成分系（基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎを同じにした系）におけるポリゴナルフェライトに比べ、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が概して高いという傾向を有する。図１は、同一成分の鋼種（Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％の範囲）における焼戻マルテンサイトの硬度（縦軸）と、ポリゴナルフェライトの硬度（横軸）とを対比したグラフである。尚、ビッカース硬さは、レペラー腐食による光学顕微鏡観察を行い、母相組織たる焼戻マルテンサイト（光学顕微鏡写真では灰色となる）のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定したものである（荷重１ｇ）。参考までに、同図に、ｙ＝ｘの直線を点線で示したが、これにより、焼戻マルテンサイトの硬度は、ポリゴナルフェライトに比べて高いこと；この様な傾向は硬度が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。

また、図２は、図１のデータを、Ｃ量：０．１％、０．２％、０．３％の各場合に分けて整理したものであり、焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェライトの硬度に及ぼすＣ量の影響を表したものである。図２より、Ｃ量が同一のとき、焼戻マルテンサイトの硬度はポリゴナルフェライトに比べて高くなる傾向があること：この様な傾向は、Ｃ量が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。

これらの結果に基づき、焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェライトにおける硬度を、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの基本成分との関係で表すと、概ね、下記の関係式が得られる。
焼戻マルテンサイトの硬度（Ｈｖ）≧500[C]+30[Si]+3[Mn]+50
ポリゴナルフェライの硬度（Ｈｖ）≒200[C]+30[Si]+3[Mn]+50
式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。

ちなみに、上記関係式により得られる硬度（計算値）は、実測値をほぼ反映したものとなっていることを確認している。

この様な特徴を有する焼戻マルテンサイトは、後記する通り、Ａ₃点以上（γ域）より焼入れされたマルテンサイトを、Ａ₁点以上（約７００℃以上）、Ａ₃点以下の温度で焼鈍する等して得られるものである。

上記焼戻マルテンサイトによる伸びフランジ性向上効果を有効に発揮させる為には、全組織に対する占積率で焼戻マルテンサイトを５０％以上（好ましくは６０％以上、より好ましくは８０％以上）とする。尚、焼戻マルテンサイトの占積率は、残留γとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。

残留オーステナイト（γ _R ）：３〜２０％
残留γは、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果を発揮するための本質的な組織であり、全伸びの向上に有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対する占積率で３％（好ましくは５％以上）とする。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限を２０％に定めた。より好ましくは１５％である。

更に本発明における「残留γ」は、同一パケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有する残留γが存在し易いという特徴を有している点で、旧γ粒界内にランダムな方位で存在している従来の残留γとは相違している。

また、本発明における「残留γ」の形態は、ラス状であることが好ましい。ここで、「形態がラス状である」とは、平均軸比（長軸／短軸）が２以上（好ましくは４以上であり、好ましい上限は３０以下である）のものを意味する。ラス状の残留γとすることにより、従来と同程度のＴＲＩＰ効果が得られるのみならず、更に顕著な伸びフランジ性効果も発揮される。この様なラス状残留γの割合は、残留γ（光学顕微鏡写真では白色となる）において長軸／短軸比が２以上となっている白色部分の面積率から見積もることができ、全残留γ（全白色部分）に対して、例えば６０面積％以上、好ましくは６５面積％以上、さらに好ましくは７０面積％以上となっていることが推奨される。

更に上記残留γ中のＣ濃度（Ｃγ_R）は０．８％以上であることが推奨される。Ｃγ_RはＴＲＩＰの特性に大きく影響し、０．８％以上に制御されたものは、特に伸び等の向上に有効である。好ましくは１％以上、より好ましくは１．２％以上である。尚、Ｃγ_Rの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね１．６％と考えられる。

残留γの平均結晶粒径≦４．５μｍ
更に本発明における残留γは、平均結晶粒径が４．５μｍ以下と非常に小さい。本発明では残留γの結晶粒が微細化されている為、結晶粒微細化による応力集中緩和効果により、残留γによるＴＲＩＰ作用（即ち、加工変形中に残留γが応力によりマルテンサイトに誘起変態し伸びが向上するという歪誘起変態加工作用）が格段に向上すると考えられる。上記残留γの平均結晶粒径は小さければ小さい程よく、好ましくは４．０μｍ以下、より好ましくは３．５μｍ以下とすることが推奨される。

その他の組織
本発明の鋼板は、上記組織のみ（即ち、焼戻マルテンサイトと残留γの混合組織）から構成されていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、製造工程で不可避的に残存する他の組織（ベイナイト、マルテンサイト等）を有していても良く、この様な鋼板も本発明の範囲内に包含される。但し、上記「他の組織」の占積率は、その上限を２５％（好ましくは１５％、更に好ましくは１０％）に制御することが推奨される。

次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。

Ｃ：０．０６〜０．６％
Ｃは、高強度を確保し、且つ、残留γを確保するために必須の元素である。詳細には、オーステナイト相中に充分なＣ量を固溶させ、室温でも所望のオーステナイト相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用である。Ｃ量は０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、更に好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｃが過剰になると、その効果が飽和するのみならず、鋳造した段階で中心偏析による欠陥が生じやすくなる。従ってＣ量は０．６％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下とする。なおＣ量が０．２５％を超えると溶接性が低下するようになる。従って溶接性も考慮すれば、Ｃ：０．０６〜０．２５％（より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１５％以下）とすることが推奨される。一方、点溶接を必要とせず高い伸び等が要求される場合には、Ｃ：０．２５〜０．６％（より好ましくは０．３％以上）に制御することが推奨される。

Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％
Ｓｉ及びＡｌは、残留γが分解して炭化物が生成するのを抑えるのに有効な元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．５％以上添加する。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、これらの元素を合計で、３％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済的に無駄である他、熱間脆性を引き起こす恐れがある為、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。

Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化し、所定の残留γ量を確保する為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為に、Ｍｎを０．５％以上添加する。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。

Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、所望の残留γを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨される。但し、０．１５％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．１％以下である。

Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であり、極力、低減するのが好ましい。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。尚、Ｓを０％とすることは現実問題として非常に困難であり、かかる観点から、本発明では０％超（通常は、約０．００１％以上程度）としている。

本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部：実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。

Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、残留γを安定化して所定の量を確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｒ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＭｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．８％以下である。

Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。

Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。上記希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。この様な作用を有効に発揮させる為には、夫々、０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）添加することが推奨される。但し、０．００３％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは０．００２５％以下である。

次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。

本発明の製造方法は、前述した成分を満足し、マルテンサイト組織（焼戻されていないマルテンサイト組織；焼入れマルテンサイト）が導入された鋼板に、焼鈍工程またはめっき工程を施して高強度鋼板を製造する方法であって、当該焼鈍工程またはめっき工程は、３０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で、フェライト−オーステナイト２相域温度（Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度）に加熱する工程；該Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含するところに特徴がある。

特に前述した特許文献２と異なる点は、上記焼鈍工程またはめっき工程において、加熱時の加熱速度を３０℃／ｓｅｃ以上と高めた点にあり、これにより、所望とする微細な残留オーステナイトを確保することができた。

まず、マルテンサイト組織が導入された鋼板を製造するが、これは、常法（例えば熱延等）に従って製造すれば良く、オーステナイト領域に加熱した鋼板をＭｓ点以下の温度まで急冷し、巻取ればよい（詳細には、下記（１）または（２）で説明する）。

次に、「焼鈍工程またはめっき工程」を施して、所望の母相組織（焼戻マルテンサイト）を含む残留オーステナイト鋼板を得る。

上記「焼鈍工程またはめっき工程」について詳述すると、まず初めに、３０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で、フェライト−オーステナイト２相域温度（Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度）まで加熱する。これにより、マルテンサイト組織を残しながら、オーステナイト組織が生成されることになる。

このうち本発明では、上記２相域温度まで加熱するに当たり、３０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で急冷した点に特徴があり、これにより、最終的に微細な残留γが得られる。ここで、所望の残留γが得られるメカニズムについて考察すると、まず、２相域温度（Ａ₁点以上Ａ₃点以下）に到達するまでの加熱過程（Ａ₁点以下）で炭化物が生じ、次いで２相域温度では、この炭化物を中心として逆変態γが生成される様になり、所定の焼鈍／めっきを経て最終的に残留γが得られる。加熱速度が遅いと、炭化物の生成過程で、マルテンサイト組織中の旧γ粒界やパケット界面、ブロック界面等にて炭化物が結合・合体して粗大な炭化物を形成し、その結果、残留γの粗大化を招いてしまう。これに対し、本発明の如く急速加熱を行なえば、この様な炭化物の結合・合体は抑制され、その結果、逆変態γも微細分散して生成する様になる為、残留γの粗大化が抑制されて所望とする微細な残留γが生成すると推定される。

ここで、フェライト−オーステナイト２相域温度までの加熱速度が、炭化物／残留γの形態に及ぼす影響については、図３及び図４のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真によって明瞭に確認することができる。

このうち図３は、後記する実施例の表１のＮｏ．Ｄを用い、Ａ₁点以下の７００℃まで加熱するに当たり、加熱速度を１℃／ｓ（比較例）若しくは３０℃／ｓ（本発明例）と変化させて加熱したときの、加熱過程における炭化物の様子を示すＳＥＭ写真であるが、加熱速度を３０℃／ｓと急速加熱した場合は細かな炭化物が生成しているのに対し［図３（ａ）、上段は４，０００倍、下段は１０，０００倍］、加熱速度が１℃／ｓと遅い場合は比較的粗大な炭化物が生成している［図３（ｂ）、上段は４，０００倍、下段は１０，０００倍］ことが分かる。

一方、図４は、上述した各加熱速度により最終的に８００℃まで加熱し、８００℃で１２０秒保持した後、１０℃／ｓの平均冷却速度で４００℃まで冷却し、４００℃で２４０秒保持し、空冷したときの残留γの様子を示すＳＥＭ写真（レペラー腐食後の写真；倍率１０００倍）であるが、加熱速度が３０℃／ｓの場合（本発明例）は微細な残留γが多く生成しているのに対し［図４（ａ）］、加熱速度が１℃／ｓの場合（比較例）は比較的粗大な残留γが多く生成している［図４（ｂ）］ことが分かる。

尚、上記の如く急速加熱する為には、焼鈍工程またはめっき工程において、ＩＨ（Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ Ｈｅａｔｉｎｇ：誘導加熱）等の急速加熱装置を、別途設置することが推奨される。従来の連続焼鈍炉では、ラジアントチューブ等のヒーターで加熱しているが、これでは加熱速度が遅く、所望の加熱速度が得られないからである。加熱設備は一般に、予熱帯→加熱帯→均熱帯の順に構成されているが、上述した急速加熱装置は、予熱帯または加熱帯に設置すれば良い。

次いで、フェライト−オーステナイト２相域温度（Ａ₁点以上Ａ₃点以下）で１０〜６００秒加熱保持（均熱）することにより、所望の焼戻マルテンサイト及び残留γを生成させる（２相域焼鈍）。上記温度を超えると、すべてγとなってしまい、一方、上記温度を下回ると、所望のγが得られない。また、加熱保持時間は、目的とするＴＲＩＰ鋼板における焼戻マルテンサイト、及び残留γそれぞれの設定量に応じて適宜選択でき、加熱温度や後の冷却速度などによっても異なってくるため一律に規定することは困難であるが、例えば１０秒以上（好ましくは２０秒以上、さらに好ましくは３０秒以上）、６００秒以下（好ましくは５００秒以下、さらに好ましくは４００秒以下）の範囲から選択できる。加熱時間が短すぎると残留γ組織が不足し、加熱時間が長すぎると、焼戻しマルテンサイト組織が不足する（又は焼戻しマルテンサイトの特徴であるラス状組織が損なわれる）と共に、残留γ組織の粗大化、又は残留γ組織の分解による炭化物の生成が生じやすくなる。

その後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、当該２相域温度から、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する。ここで、３℃／ｓ以上の速度で急冷するのは、フェライト変態、パーライト変態、及びベイナイト変態を避けるためであり、具体的にはＣＣＴ曲線におけるＦs線、Ｐs線、Ｂs線などを避けることができる程度の速さ（例えば３℃／秒以上、好ましくは５℃／秒以上程度の速さ）で冷却する。

尚、冷却中に所望のＣγ_R量を効率よく生成させる為には、上記冷却工程を二段階に分けて冷却する方法；即ち、（Ａ₁点〜６００℃）の温度まで、１５℃／ｓ以下（好ましくは１０℃／ｓ以下）の平均冷却速度で冷却した後、３００℃以上４８０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは４０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で冷却することが推奨される。

このうち、（Ａ₁点〜６００℃）の温度域まで上記速度で冷却することにより、Ｃがγに、より多く濃縮される。更に、３００℃以上４８０℃以下の温度まで上記の如く急冷することにより、γからパーライトへの変態が抑制され、γが低温でも残留する結果、所望の残留γ組織が得られる。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程好ましいが、実操業レベルとの関係で適切に制御することが推奨される。

さらに当該温度域（３００〜４８０℃）で１秒以上保持する（オーステンパ処理）。これにより、当該温度域でオーステナイト相のＣ濃度を高め、オーステナイト相のＭｓ点を下げることによって残留γ量を確保することができる。好ましくは３５０℃以上、４５０℃以下である。尚、当該温度域での保持時間は、前記２相域温度で生成したオーステナイト量と、目的とするＴＲＩＰ鋼板における残留γの設定量に応じて適宜設定でき、一律に規定することは困難であるが、例えば１０秒以上（好ましくは５０秒以上）とする。一方、保持時間が長すぎるとベイナイト変態が進行し、残留γ量が減少する。従って保持時間は、３００秒以下、好ましくは２００秒以下に制御することが推奨される。

実操業を考慮すると、冷間圧延後の上記熱処理は、連続焼鈍設備を用いて行うのが簡便である。また冷間圧延板にめっきを施す場合には、めっき条件が上記熱処理条件を満足するように設定し、該めっき工程で上記熱処理を行ってもよい。

以上、特に本発明法を特徴付ける「焼鈍工程またはめっき工程」を中心に説明したが、具体的には、下記（１）または（２）の方法によって本発明鋼板を製造すればよい。

（１）［熱延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法はまず、熱延工程にてマルテンサイト組織が導入された鋼板を製造し、次いで、連続焼鈍設備を用いて前述した「焼鈍工程またはめっき工程」を実施し、所望とするＴＲＩＰ鋼板を製造するものである。

ここで上記「熱延工程」は、（Ａｒ₃−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下まで冷却して巻取る工程を包含する。

まず、熱延仕上温度（ＦＤＴ）は（Ａｒ₃−５０）℃以上、好ましくはＡｒ₃点以上の温度とすることが推奨される。これは、引続き実施される「Ｍｓ点以下の冷却」と共に、所望の焼入マルテンサイトを得る為である。

上記熱延仕上げの後、冷却するが、冷却条件（ＣＲ）は、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、フェライト変態やパーライト変態を避けてＭｓ点以下まで冷却することが推奨される。これにより、ポリゴナルフェライト等を生成させることなく、所望の焼入マルテンサイトを得ることができる。熱延後の平均冷却速度は、最後のγ_Rの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。

また、巻取温度（ＣＴ）は、Ｍｓ点以下｛計算式：Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である｝にすることが必要である。Ｍｓ点を超えると、所望の焼入マルテンサイトが得られず、ベイナイト等が生成するからである。

尚、熱延工程では、所望の焼入マルテンサイトを得る為に、上記の各工程を適切に制御することが推奨されるが、その他の工程、例えば加熱開始温度（ＳＲＴ）は、通常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を適宜選択すれば良い。

上記の「熱延工程」に引続き、前述した「連続焼鈍またはめっき」を行う（その詳細は前述した通りである）。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記「熱延工程」の後、連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが推奨される。３０％を超えて冷間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難となるからである。

（２）［熱延工程］→［冷延工程］→［第一の連続焼鈍工程］→［第二の連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法はまず、「第一の連続焼鈍工程」にてマルテンサイト組織が導入された鋼板を製造し、次いで、連続焼鈍設備を用いて前述した「焼鈍工程またはめっき工程」［当該方法（２）では、「第二の連続焼鈍工程またはめっき工程」と呼ばれる］を実施し、所望とするＴＲＩＰ鋼板を製造するものである。

ここで「第一の連続焼鈍工程」の前に実施される各工程（熱延工程、および冷延工程）は特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用すれば良い。

具体的には、上記熱延工程としては、Ａｒ₃点以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。また、冷延工程では、約３０〜７０％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。

以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。

実験例１：成分組成の検討
本実施例では、鋼中成分を変化させた場合における機械的特性への影響について調べた。具体的には、表１に記載の成分組成（鋼種Ａ〜Ｏ）からなる供試鋼（表中の単位は質量％であり、残部：Ｆｅ及び不可避不純物）を真空溶製し、実験用スラブとした後に、前述した（１）の製造方法（熱延→連続焼鈍またはめっき）に従って、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。

具体的には、各スラブを１１５０℃で３０分間加熱した後、仕上温度（ＦＤＴ）を９００℃とし、５０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した（熱延工程）後、２相域にて１２０秒焼鈍し、次いで、平均冷却速度３０℃／ｓで、４００℃まで冷却して３０秒間保持した（オーステンパ処理）。

この様にして得られた鋼板について、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（Ｅｌ）］、降伏強度（ＹＰ）、及び伸びフランジ性（穴拡げ性：λ）を、下記要領で夫々測定した。

まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、及び降伏強度（ＹＰ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。

また、伸びフランジ性試験は、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用いて行った。具体的には、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜き後、６０°円錐パンチでバリを上にして穴拡げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴拡げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。

更に上記鋼板中、各組織の面積率（但し、残留γの占積率は除く）は、サンプルをレペラー腐食して光学顕微鏡観察（倍率１，０００倍）した後、電解研磨して透過型電子顕微鏡観察（ＴＥＭ；倍率１５，０００倍）にて組織を同定し、当該ＴＥＭ観察で同定された組織情報を基に、前記光学顕微鏡観察の測定結果から、各組織の面積率を算出した。

尚、残留γの平均粒径は、当該光学顕微鏡観察にて任意の視野（６０μｍ×８０μｍ）を合計３箇所選択し、当該視野中に観察される第２相組織の平均直径（最大直径と最小直径の平均値）を夫々、算出し、その平均値を「残留γの平均粒径」とする。ここで上記「第２相組織」は、光学顕微鏡では白色を呈しており、セメンタイトも包含される。これに対し、焼戻マルテンサイト等の母相組織は灰色を呈している。

また、残留γの占積率（体積率）及び残留γ中のＣ濃度（Ｃγ_R）は、飽和磁化測定法によって測定した［特開２００３−９０８２５号公報、Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．５２，Ｎｏ．３（Ｄｅｃ．２００２）参照］。具体的には、各サンプルの飽和磁化を測定した後、４００℃にて１５時間のオーステンパ処理を施したものを標準試料として用いた。これらの結果を表２に示す。

表２より、以下の様に考察することができる。

まず、Ｎｏ．２〜５、７〜１５はいずれも、本発明で特定する成分を満足しているので、良好な特性の鋼板が得られた。

これに対し、本発明で特定する成分のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。

まず、Ｎｏ．１は、Ｃ量が少ない鋼種Ａを用いた例であり、所望の焼戻マルテンサイト及び残留γが得られない為、ＴＳ及びＥｌが低い。

Ｎｏ．６は、（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量、及びＭｎ量が少ない鋼種Ｆを用いた例であり、所望の残留γが得られない為、Ｅｌが約２２％と低い。

Ｎｏ．１５は、Ｃ量が多い鋼種Ｏを用いた例であり、強度が高すぎる為に熱延割れが生じた。

実施例２：製造条件の検討（その１）
本実施例では、表１の鋼種Ｄからなる実験用スラブを用い、表３に示す種々の条件にて製造した各鋼板（Ｎｏ．１〜２７）の組織及び残留γの平均粒径を実施例１と同様の方法で測定した。このうち表３のＮｏ．１〜２３は熱延→連続焼鈍を、Ｎｏ．２４は熱延→めっきを、Ｎｏ．２５、２６は熱延→冷延（冷延率１０％）→連続焼鈍を、Ｎｏ．２７は熱延→冷延（冷延率１０％または４０％）→めっきを施した例である。これらの結果を表３に併記する。

表３中、Ｎｏ．１、６、９〜１１、１３、１４、１６、１８、１９及び２１〜２５は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。

これに対し、本発明で特定する条件のいずれかを満足せずに製造した下記例は、夫々、以下の不具合を有している。

Ｎｏ．２は、熱延時の仕上温度（ＦＤＴ）が低い例であり、所望の組織が得られず、フェライト組織が生成した。

Ｎｏ．３は、連続焼鈍時の加熱速度（ＨＲ）が１℃／ｓと遅い例であり、残留γの平均粒径が大きくなった。

Ｎｏ．４は、熱延時の平均冷却速度（ＣＲ）が遅い例であり、フェライト及びパーライトが生成した。

Ｎｏ．５は、熱延時の巻取温度（ＣＴ）が高い例であり、ベイナイトが多量に生成した。

Ｎｏ．７は、従来のＴＲＩＰ鋼（ポリゴナル・フェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼）の例であり、所望のラス状を有する焼戻マルテンサイト組織が得られなかった。

Ｎｏ．８は、連続焼鈍時の２相域温度（Ｔ３）が高い例であり、所望の組織が得られず、母相がベイナイト組織となった。

Ｎｏ．１２は、上記Ｔ３が低い例であり、残留γ組織が得られなかった。

Ｎｏ．１５は、連続焼鈍時の２相域温度での保持時間（ｔ３）が短い例であり、焼戻不足となって所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。

Ｎｏ．１７は、連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が遅い例であり、パーライトが生成した。

Ｎｏ．２０及び２１は、オーステンパ処理温度（Ｔ４）が低い（即ち、オーステンパ処理を施さない）例であり、所望の組織が得られず、マルテンサイトが生成した。

Ｎｏ．２６は、冷延率が４０％と高い例であり、ポリゴナル・フェライトが生成し、所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。

実施例３：製造条件の検討（その２）
本実施例では、表１の鋼種Ｄからなる実験用スラブを用い、表４に示す種々の条件にて製造した各鋼板（Ｎｏ．２８〜５２）の組織及び残留γの平均粒径を実施例１と同様の方法で測定した。このうち表４のＮｏ．２８〜５０は、熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍を実施した例であり；Ｎｏ．５１、５２は、熱延→冷延→第一の連続焼鈍→めっきを施した例である。これらの結果を表４に併記する。

まず、Ｎｏ．２８、３２、３４、３６〜３８、４１、４２、４４、４６、４７及び５０〜５２は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。

これに対し、本発明で特定する条件のいずれかを満足せずに製造した下記例は、夫々、以下の不具合を有している。

Ｎｏ．２９及び３０は、第一の連続焼鈍時におけるγ域の温度（Ｔ１）が低い例であり、フェライトが生成した。

Ｎｏ．３１は、第二の連続焼鈍時における加熱速度（ＨＲ）が１℃／ｓと遅い例であり、残留γの平均粒径が大きい。

Ｎｏ．３３は、第一の連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が遅い例であり、ポリゴナルフェライト及びパーライトが生成した。

Ｎｏ．３５は、第二の連続焼鈍時における２相温度域温度（Ｔ３）が高い例であり、母相がベイナイト組織となった。

Ｎｏ．３９は、上記Ｔ３が低い例であり、所望の残留γが得られなかった。

Ｎｏ．４０は、第二の連続焼鈍時における２相温度域での保持時間（ｔ３）が長い例であり、母相がフェライト組織となった。

Ｎｏ．４３は、上記ｔ３が短い例であり、焼戻不足となり、所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。

Ｎｏ．４５は、第二の連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が遅い例であり、パーライトが生成した。

Ｎｏ．４８及び４９は、オーステンパ処理温度（Ｔ４）が低い例であり、マルテンサイトが生成し、所望の組織が得られなかった。

同一成分系における焼戻マルテンサイトの硬度と、ポリゴナルフェライトの硬度を対比したグラフである。 焼戻マルテンサイト及びポリゴナル・フェライトの硬度に及ぼすＣ量の影響を示すグラフである。 実施例の表１のＮｏ．Ｄ（本発明例）を用いて加熱速度を変化させたときの、加熱過程における炭化物の様子を示すＳＥＭ写真である（上段は４，０００倍、下段は１０，０００倍）。 実施例の表１のＮｏ．Ｄ（本発明例）を用いて加熱速度を変化させ、鋼板を得たときの残留γの様子を示すＳＥＭ写真である（１，０００倍）。

Claims (7)

1. Ｃ ：０．０６〜０．６％（質量％の意味、以下、同じ）、
   Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
   Ｍｎ：０．５〜３％、
   Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）
   を含有し、
   焼戻マルテンサイトを含有する残留オーステナイト鋼板において、
   該焼戻マルテンサイトの占積率は、全組織に対して５０％以上であり、
   該残留オーステナイトの占積率は、全組織に対して３〜２０％であり、且つ、該残留オーステナイトの平均結晶粒径は４．５μｍ以下である
   ことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
2. 前記残留オーステナイト中のＣ濃度（Ｃγ_R）は０．８％以上である請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 更に、
   Ｍｏ：１％以下 （０％を含まない），
   Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），
   Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），
   Ｃｒ：１％以下 （０％を含まない）
   の少なくとも一種を含有するものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 更に、
   Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），
   Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），
   Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）
   の少なくとも一種を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
5. 更に、
   Ｃａ ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又は
   ＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
   を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の成分を満足し、マルテンサイト組織が導入された鋼板に、焼鈍工程またはめっき工程を施して請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
   該焼鈍工程またはめっき工程は、３０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で、Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度に加熱する工程；該Ａ₁点以上Ａ₃点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程
   を包含することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
7. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板を加工することによって得られる鋼部品。

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