JP2007177293A - 超高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】曲げ性にも優れた、引張強度900 MPa以上の超高強度鋼板を提供する。
【解決手段】鋼組成が、質量％で、C:0.05〜0.10％、Si:0.005〜0.6％、Mn:2.0〜3.0％、Mo:0.1％〜0.5％、B:0.0005％〜0.005％を含有し、さらにTiおよびNbの1種または2種を、0.05％≦[Ti]+[Nb]/2≦0.2％を満たす範囲で含有し、場合により(a)V:0.2％以下および／またはCr:1.0％以下、(b)Ca:0.003％以下、Mg:0.003％以下、REM:0.01％以下およびZr:0.01％以下の1種以上を含有し、表面から板厚の1/4の深さ位置でのビッカース硬さのばらつきが100 Hv以下で、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が3.5μm以下である
特定条件で熱延した鋼板を冷間圧延し、次いでオーステナイト単相組織の状態に120秒間以上保時してから冷却する焼鈍を行うことにより製造される。

Description

本発明は、自動車補強部材、自動車シート部材などの素材として好適な、超高強度鋼板およびその製造方法に関する。

自動車産業においては、安全性向上と燃費節減につながる軽量化を達成するため、加工性に優れた高強度鋼板がますます注目されるようになってきた。近年では、高強度化への要求がより一層厳しくなってきており、９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度鋼板までもが使用されるようになってきた。このような超高強度鋼板に対しても、極めて高いレベルの曲げ性が要求される場合が多い。特に、最近では自動車シート部品のように曲げ半径の小さい曲げ加工部を備えた部材に対しても、超高強度鋼板が適用されつつあり、従来以上の厳しい曲げ性が要求される傾向にある。

超高強度鋼板の曲げ性の改善については、特許文献１に記載されているように、低温変態生成相の硬さを低下させ、フェライト相との硬度差を小さくすることが良いとされている。

一方、特許文献２や特許文献３に記載されているように、フェライトの結晶粒を超微細化させると、伸びフランジ性と高強度化が両立できるとされている。
また、特許文献４に記載されているように、究極の均一組織であるマルテンサイト単相にすることによって、曲げ性も向上させることができるとされている。
特開昭６２−１３５３３号公報 特開２００４−２１１１２６号公報 特開２００４−２５０７７４号公報 特開２００２−１６１３３６号公報

合金元素を多量に含有する超高強度鋼板用の鋼の場合、凝固偏析によって局所的な化学組成の変動が生じる。したがって、特許文献１に開示された技術では、鋼板全体でフェライト相、低温変態相の硬さそのものを精緻に制御することは極めて困難である。また、化学組成の変動に対応した不均一組織によって、曲げ性そのものが劣化するだけでなく、曲げ加工のような強加工を施した場合に、加工部の表面凹凸が顕著になり、部品としての衝突特性が劣化する場合がある。

また、凝固偏析によって、結晶粒径も不均一となるので、特許文献２や特許文献３に開示された技術では、不均一変形が助長され、曲げ性を改善することができない。とりわけ、これらの文献に記載の技術では、９００ＭＰａ以上の引張強度を確保するために、鋼中に偏析しやすいＭｎ、Ｎｉを多量に含有させているので、上述のように曲げ性、部品としての衝突性が悪いと容易に予想される。

したがって、曲げ性と高強度化を両立させるためには、高強度化のためにＭｎ、Ｎｉを多量に含有しても、均一な組織が得られるような、一見相反するようなことを両立させなければならない。

一方、特許文献４に開示された技術のように、鋼組織をマルテンサイト単相にしたのでは、形状が不良となり、鋼板の平坦性が損なわれるだけでなく、溶接熱影響部が軟化しやすいので、自動車部品として適用が困難となる。したがって、平坦性や溶接性が要求される自動車部品への適用を考慮した場合、マルテンサイトの利用を極力抑えた組織、かつ均一な組織にしなければならない。

本発明の課題は、引張強度が９００ＭＰａ以上で曲げ性に優れた超高強度鋼板ならびにその製造方法を提供することである。本発明において、曲げ性に優れたとは、１８０°曲げ試験の最小曲げ半径が１.５ｔ以下であることを意味する。したがって、特に断りがない限り、本明細書における曲げ性はそのような物性によって評価される。なお、耐衝突特性を兼備させる場合、引張試験の降伏比を７０％以上にすることが好ましい。

本発明者らは、上記の特性を備えた鋼板を提供すべく、鋼組成、鋼組織、製造条件について、それぞれの観点から検討を重ねた。その結果、鋼組成と製造条件を適正範囲とすることによって、前記鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるビッカース硬さのばらつきが１００Ｈｖ以下と小さく、かつフェライトおよびベイナイトの平均粒径が３.５μｍ以下の均質な鋼組織とすることができ、鋼組成と鋼組織の最適な組み合わせによって、強度レベルを低下させることなく、曲げ性に優れた超高強度鋼板が得られることを見出した。

本発明は、１側面において、質量％で、Ｃ：０.０５〜０.１０％、Ｓｉ：０.００５〜０.６％、Ｍｎ：２.０〜３.０％、Ｍｏ：０.１％〜０.５％、Ｂ：０.０００５％〜０.００５％、Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１〜０.１％、Ｎ：０.０１％以下を含有し、さらにＴｉおよびＮｂの１種または２種を、下記(１)式を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から板厚の１／４の深さ位置におけるビッカース硬さのばらつきが１００Ｈｖ以下であり、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が３.５μｍ以下であり、引張強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする、超高強度鋼板である。

０.０５％≦[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２≦０.２％ (１)
ここで、[Ｔｉ]と[Ｎｂ]はそれぞれＴｉとＮｂの含有量（質量％）を示す。
前記化学組成は、質量％で、さらに(ａ)Ｖ：０.２％以下およびＣｒ：１.０％以下の１種もしくは２種、ならびに／または(ｂ)Ｃａ：０.００３％以下、Ｍｇ：０.００３％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下よりなる群から選ばれた１種もしくは２種以上、をさらに含有していてもよい。

本発明によればまた、下記工程(Ａ)〜(Ｃ)を含むことを特徴とする、超高強度鋼板の製造方法も提供される：
(Ａ)上記の化学組成を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃としたのちに熱間圧延を施し、８００〜９５０℃の温度域で前記熱間圧延を完了し、４５０〜７００℃の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
(Ｂ)前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
(Ｃ)前記冷延鋼板を、Ａｃ_３変態点以上の温度域に加熱してオーステナイト単相組織とし、オーステナイト単相組織の状態に１２０秒間以上保時したのちに、Ａｒ_３変態点から５５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上となる冷却条件で冷却する、連続焼鈍工程。

本発明は、引張強度が９００ＭＰａ以上で、曲げ性に優れた超高強度鋼板を製造することを可能にするものであり、自動車の車体部品の軽量化に寄与する効果は顕著である。また、この鋼板は降伏比も高めることができるので、自動車の衝突安全性の向上にも寄与する。

本発明の超高強度鋼板の化学組成の限定理由は次の通りである。なお、以下において、特に断らないかぎり化学組成を示す％は質量％を表す。
(Ｃ：０.０５〜０.１０％)
Ｃは強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を９００ＭＰａ以上にするには、少なくとも０.０５％のＣの含有が必要になる。ただし、０.１０％を超えてＣを含有させると、不均一な組織となり、曲げ性が劣化する。このため、Ｃ量を０.０５〜０.１０％の範囲にする。所望の硬さばらつきの小さい均一組織を得るには、後述するように、連続焼鈍中にＣを均一に分布させることが重要である。

(Ｓｉ：０.００５〜０.６％)
Ｓｉは曲げ性をさほど劣化させることなく強度向上に寄与する元素であり、本発明では０.００５％以上のＳｉの含有が必要になる。ただし、０.６％を超えてＳｉを含有させると化成処理性が劣化する。このため、Ｓｉ量を０.００５〜０.６％とする。

(Ｍｎ：２.０〜３.０％)
Ｍｎは強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を９００ＭＰａ以上にするには、少なくとも２.０％のＭｎの含有が必要になる。ただし、３.０％を超えてＭｎを含有させると、焼鈍保持時間を長くしても不均一な組織となり、曲げ性が劣化する。このため、Ｍｎ量を２.０〜３.０％とする。

(Ｍｏ：０.１〜０.５％)
Ｍｏは強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を９００ＭＰａ以上にするには、少なくとも０.１％のＭｏの含有が必要になる。ただし、０.５％を超えてＭｏを含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。このため、Ｍｏ量を０.１〜０.５％とする。

後述するように、ＶとＣｒを含有させずに、連続焼鈍の冷却停止温度を３００℃以上にして本発明の鋼板を製造する場合、引張強度を９８０ＭＰａ以上にするには、Ｍｏ含有量を０.２５％以上とするのが好ましい。

(Ｂ：０.０００５〜０.００５％)
Ｂは本発明で重要な元素の一つであって、組織を均一微細にする効果だけでなく、粒界や異相界面の強度を上げる効果によって、微小亀裂の発生を抑制し、曲げ性向上に寄与する元素である。このために、少なくとも０.０００５％以上のＢの含有が必要になる。ただし、０.００５％を超えてＢを含有させると、粒界にホウ化物が形成され、曲げ性が劣化する。このため、Ｂ量を０.０００５〜０.００５％とする。所望の均一組織を得るには、Ｂを連続焼鈍中に均一に分布させることが重要である。

(Ｐ：０.０３％以下)
Ｐは不可避的不純物であり、過多にＰを含有させると不均一な組織となるため、曲げ性が劣化する。このため、Ｐ量を０.０３％以下とする。好ましいＰ量は０.０１５％以下である。

(Ｓ：０.０１％以下)
Ｓは鋼中で硫化物として存在し、これが応力集中源となるため、曲げ性が劣化する。このため、Ｓ含有量をできるだけ低減させるのが望ましいが、０.０１％以下であれば、本発明で目的とするような高強度材でも曲げ性に悪影響を及ぼさない。Ｓ量は、好ましくは０.００５％以下である。

(ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１〜０.１％)
Ａｌは鋼の脱酸のために添加される元素であり、鋼の清浄度を向上させるのに有効に作用する。シリケート介在物を除去し、曲げ性を向上させるには、ｓｏｌ.Ａｌで０.０１％以上の含有が必要となる。ただし、０.１％超のＡｌを含有させると酸化物系介在物が増加するため、表面性状が劣化する。このため、ｓｏｌ.Ａｌ量を０.１％以下とする。好ましいｓｏｌ.Ａｌ量は０.０６％以下である。

(Ｎ：０.０１％以下)
Ｎは不可避的不純物であり、過多にＮを含有させると、粗大な窒化物が析出するため加工性が劣化する。このため、Ｎ含有量を出来るだけ低減させるのが望ましいが、０.０１％以下であれば、本発明で目的とするような高強度材でも加工性に悪影響を及ぼさない。このため、Ｎ含有量を０.０１％以下とする。好ましいＮ量は０.００５％以下である。

(Ｔｉ，Ｎｂ：０.０５％≦[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２≦０.２％を満足する範囲)
ＴｉとＮｂは本発明において重要な元素であり、析出強化および結晶粒微細化によって、曲げ性をさほど劣化させることなく、強度向上に寄与する元素である。そのため、ＴｉとＮｂの一方または両方を含有させる。

結晶粒微細化により曲げ性を向上させるには、([Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２)の値が０.０５％以上となるように、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有させる必要がある。ここで、[Ｔｉ]と[Ｎｂ]はそれぞれＴｉとＮｂの含有量（質量％）を示す。ただし、([Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２)の値が０.２％以上になると、鋼中の析出物が粗大化するため強度が低下する。このため、Ｔｉおよび／またはＮｂの含有量を、([Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２)の値が０.０５〜０.２％となる範囲とする。

後述するように、([Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２)の値を０.０５％以上にして、Ａｃ_３変態点温度以上の加熱温度と１２０秒以上のオーステナイト相保持時間で焼鈍すると、曲げ性を劣化させることなく、降伏比が７０％以上に高められ、曲げ性のみならず耐衝突特性にも優れた鋼板が得られる。

(Ｖ：０.２％以下、Ｃｒ：１.０％以下)
ＶとＣｒは必要に応じて添加される任意添加元素である。曲げ性をさほど劣化させることなく、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するために、ＶとＣｒの一方または両方の含有が有効となる。ただし、Ｖでは０.２％超、Ｃｒでは１.０％超を含有させても、上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。このため、Ｖ：０.２％以下、Ｃｒ：１.０％以下とする。

上記効果を確実に得るには、Ｖの場合には含有量を０.００５％以上、Ｃｒの場合には含有量を０.０５％以上とすることが好ましい。また、後述するように、Ｍｏ含有量が０.２５％未満で、連続焼鈍の冷却停止温度を３００℃以上にして本発明の鋼板を製造する場合には、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するために、ＶとＣｒの１種または２種を上記の量で含有させることが好ましい。

(Ｃａ：０.００３％以下、Ｍｇ：０.００３％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下、Ｚｒ：０.０１％以下)
これらの元素も必要に応じて添加できる任意添加元素であり、介在物の形態制御によって曲げ性を向上させる効果を有する。ただし、ＣａとＭｇについてはそれぞれ０.００３％超、ＲＥＭとＺｒについてはそれぞれ０.０１％超、を含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。このため、Ｃａ：０.００３％以下、Ｍｇ：０.００３％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下、Ｚｒ：０.０１％以下とする。上記効果を確実に得るには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭについてはそれぞれの含有量を０.０００５％以上、Ｚｒについては含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。

上記成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。不純物としては、Ｏ：０.００６％以下、Ｃｕ：０.０５％以下、Ｎｉ：０.０５％以下を許容することができる。
上記化学組成を有する本発明の超高強度鋼板は、表面から板厚の１／４深さ位置におけるビッカース硬さのばらつきが１００Ｈｖ以下という断面硬度分布と、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が３.５μｍ以下という鋼組織とを有する。この断面硬度分布および鋼組織の限定理由は次の通りである。

(ビッカース硬さのばらつき)
鋼板の硬さのばらつきが大きくなると、軟質領域に変形が集中しやすくなり、曲げ性が劣化するだけでなく、曲げ後に曲げ戻し加工が施される際の加工性も著しく劣化する。このため、本発明では、表面から板厚の１／４深さ位置におけるビッカース硬さのばらつきを１００Ｈｖ以下とする。

ビッカース硬さのばらつきを表面から板厚の１／４深さの位置において測定する理由は、表面近傍では、焼鈍中の表面酸化や表面脱炭によって鋼中のＣやＭｎが欠乏した領域となるため鋼板全体としての平均的組織とはいえず、板厚の１／２深さの位置（板厚中心）では、Ｍｎ偏析によって鋼板全体としての平均的組織とはいえないためである。したがって、板厚の１／４深さの位置は硬さのばらつきを評価するのに適している。なお、硬さのばらつきは、圧延方向と圧延直角方向の両方向において測定して求める。測定部の寸法は両方向とも１ｍｍ以上とすることが望ましい。

(フェライトおよびベイナイトの平均粒径)
フェライトおよびベイナイトの平均粒径が大きくなりすぎると、軟質相であるフェライトまたはベイナイトと硬質相（マルテンサイト等）との界面で微小亀裂が発生し易く、かつ亀裂の伝播が抑制されず、曲げ性が劣化する。このため、フェライトおよびベイナイトの平均粒径を３.５μｍとする。この平均粒径は、測定部位の全フェライト結晶粒と全ベイナイト結晶粒の粒径の平均値の意味である。ベイナイトの粒径とは、数個のラスから構成されるパケット径のことである。

本発明は冷延焼鈍鋼板であって、冷延により結晶粒が圧延方向に引き延ばされた後に、完全にオーステナイト単相にする再結晶焼鈍を受けているため、圧延方向と圧延直角方向での結晶粒の寸法に大きな差異はない。しかし、念のため、本発明ではフェライトとベイナイトの平均粒径は、圧延方向と圧延直角方向で測定した値の平均値とする。平均結晶粒径は、ＪＩＳＧ０５５２に規定される交差線分法により求めることができる。

なお、本発明鋼板の鋼組織におけるフェライトとベイナイトの面積率は特に規定しないが、フェライトとベイナイトの面積率が合計７０％以下になると、一軸引張変形の伸びが著しく低下し、曲げ加工以外の成形が困難となる。一方、フェライトとベイナイトの面積率が合計７０％以上の場合には、引張試験の伸びを６％以上確保することができ、張り出し成形も可能となり、鋼板の適用用途が拡がる。このため、フェライトとベイナイトの面積率が合計７０％以上であることが好ましい。フェライトとベイナイトの割合は特に規定しないが、両者の合計面積率の半分以上をベイナイトが占めることが好ましい。

次に本発明の超高強度鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
上記した化学組成を有する溶鋼を転炉、電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とする。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを用いてもよい。この鋼素材（スラブ）に熱間圧延を施して熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、あるいはわずかの保熱を行った後、直ちに圧延する直接圧延、あるいは一旦、鋼素材を室温まで冷却した後に加熱する圧延の何れを用いてもよい。

(熱間圧延に供する鋼素材の温度：１１００〜１３００℃)
鋼素材を加熱する場合には、曲げ性を劣化させないために、加熱中にＴｉＣやＮｂＣを再固溶させる必要がある。このような効果は、上記化学組成の鋼板の場合、１１００℃以上に加熱することで認められるが、１３００℃以上に加熱しても効果が飽和するだけでなく、スケールロスが増加する。このため、熱間圧延に供する鋼素材の温度、すなわち、熱間圧延開始温度を１１００℃〜１３００℃とする。

(熱間圧延完了温度：８００〜９５０℃)
本発明では、熱間圧延の完了温度を８００〜９５０℃の範囲とする。熱間圧延完了温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きくなり、生産性が低下する。一方、９５０℃を超えると、その後の冷却中に、鋼中のＴｉまたはＮｂのほとんどが熱延鋼板中に炭化物として析出し、その後の冷間圧延が困難となる。

(巻取り温度：４５０〜７００℃)
本発明では、熱間圧延後の鋼板の巻取り温度を４５０〜７００℃の範囲とする。巻取り温度が４５０℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。一方、巻取り温度が７００℃を超えると、スケール生成が促進され、鋼板の凹凸が顕著となり、冷延焼鈍鋼板の表面性状が劣化する。

(冷間圧延)
熱延鋼板は通常の方法で酸洗を施された後、冷間圧延され、冷延鋼板にする。冷間圧延後の焼鈍時に鋼組織のフェライトおよびベイナイトを微細にするため、冷間圧延の圧下率を３０％以上とするのが好ましい。

(冷延鋼板の焼鈍時の加熱条件：Ａｃ_３変態点温度以上)
冷延鋼板の焼鈍は連続焼鈍とし、冷延鋼板がオーステナイト単相組織となるＡｃ_３変態点以上の温度に加熱して行う。一旦、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する冷延鋼板をオーステナイト単相組織にすることにより、均一微細な組織を有する冷延焼鈍鋼板となる。また、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有し、かつ均一微細な組織であることによって、降伏比も高くなり、曲げ性と耐衝突特性を両立できる。

加熱温度がＡｃ_３変態点温度未満では、加工組織が残り、バンド状の組織となって、曲げ性が著しく劣化する。このため、冷延鋼板の加熱条件をＡｃ_３変態点温度以上とする。なお、加熱温度が９００℃を超えると、連続焼鈍炉が損傷しやすくなるので、加熱温度はＡｃ_３変態点温度以上、９００℃以下とするのが好ましい。

(冷延鋼板の焼鈍条件：オーステナイト単相組織の状態で１２０秒間以上保持)
冷延鋼板をＡｃ_３変態点温度以上に加熱した後、オーステナイト単相組織の状態に少なくとも１２０秒間保持する。この保持時間が１２０秒間未満であると、Ｍｎ偏析の影響を受けてＢやＣが不均一に分布し、冷延焼鈍鋼板の組織が不均一となる。保持時間を１２０秒以上とすることにより、Ｍｎ偏析の影響で不均一に分布していたＢおよびＣが均質に分布するようになり、均質な焼鈍組織を持つ鋼板が得られる。したがって、この保持時間は均質な焼鈍組織を得るのに不可欠な条件である。

保持するのは、オーステナイト単相組織の状態であればよく、必ずしもＡｃ_３変態点温度以上に保持する必要はない。例えば、Ａｃ_３変態点温度以上に加熱した後に、Ａｒ_３変態点温度（＝フェライト析出開始温度）以上でＡｃ_３変態点温度未満の温度域まで緩冷却することも可能であり、その場合には、Ａｒ_３変態点温度以上でＡｃ_３変態点温度未満の温度域に滞在する時間も、保持時間に含まれる。つまり、この温度域での滞在時間とＡｃ_３変態点温度以上の温度域での滞在時間の合計がオーステナイト単相組織の状態での保持時間となる。

通常、このようにオーステナイト単相状態で鋼板を長時間保持すると、粒成長が顕著となり、所望の細粒組織を得られない。本発明においては、Ｔｉおよび／またはＮｂとＢの含有量を比較的高めにすることにより、粒成長が抑制される。それにより、オーステナイト単相状態の保持時間を長くしても、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が３.５μｍ以下という細粒組織を得ることができる。

(冷延鋼板の冷却条件：Ａｒ_３変態点〜５５０℃の平均冷却速度が５℃／秒以上)
冷延鋼板は、連続焼鈍において、上記条件に加熱および温度保持した後、オーステナイト単相状態から急冷を開始し、Ａｒ_３変態点から５５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上となる冷却条件で冷却する。Ａｒ_３変態点から５５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒未満であると、９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。

焼鈍後の鋼板の平坦性を高めるためには、冷却停止温度を３００℃以上とし、３００〜５００℃の温度範囲で５０秒間以上保持することが好ましい。しかし、冷却停止温度を３００℃以上にすると、鋼板の引張強度を９８０ＭＰａ以上にすることが困難となる。このため、冷却停止温度が３００℃以上で、なおかつ引張強度を９８０ＭＰａ以上にするために、Ｖおよび／またはＣｒを含有しない場合には、Ｍｏを０.２５％以上含有させるか、逆にＭｏ量が０.２５％未満の場合には、０.００５〜０.２％のＶと０.０５〜１.０％のＣｒのうちの１種または２種を含有させることが好ましい。

冷却停止温度が２００℃未満になると、ベイナイトの生成が抑制され、フェライトとベイナイトの面積率が合計７０％未満となり、曲げ加工以外の成形が困難になるので、冷却停止温度は２００℃以上とすることが好ましい。

さらに調質圧延を圧延率０.１〜１％の範囲で行うことが好ましい。調質圧延によって降伏点伸びを抑制することができる。
また、耐食性が求められる場合には、鋼板表面に溶融金属めっきや電気めっきを施してもよい。めっき種は特に規定されないが、通常は亜鉛または亜鉛合金である。しかし、アルミニウムやアルミニウム合金といった他のめっきも可能である。

上述したように鋼素材の化学組成の調整ならびに熱間圧延条件と冷間圧延後の連続焼鈍条件を適正化することにより、ビッカース硬さのばらつきが小さく、かつフェライトおよびベイナイトの平均粒径が３.５μｍ以下という均一な組織を得ることができ、引張強度が９００ＭＰａ以上であって、かつ曲げ性にも優れた超高強度鋼板を製造することが可能となる。

表１に示す化学組成を有する供試鋼を溶製して得たインゴットを、板厚２０ｍｍのスラブとなるように鍛造した。
得られたスラブを、表２に示すスラブ加熱温度および仕上げ圧延温度（熱間圧延完了温度）で板厚２.４ｍｍまで熱間圧延した。続いて、約２０℃／秒の冷却速度で、巻取り温度の６５０℃まで冷却し、巻取りを模擬してこの温度に３０分間保持した後、２０℃／時間の冷却速度で室温まで炉冷して、熱延鋼板を得た。

この熱延鋼板を酸洗した後、板厚１.２ｍｍまで冷間圧延し（圧下率５０％）して冷延鋼板を得た。
この冷延鋼板に対して連続焼鈍を模擬した熱処理を実施した。まず、１０℃／秒の昇温速度で表２に示す焼鈍温度（焼鈍時の加熱温度）まで加熱し、この温度に表２に示す時間保持した後、２℃／秒の冷却速度で７００℃まで冷却した。７００℃より急冷を開始し、表２に示す冷却速度および急冷停止温度にて冷却した。急冷した鋼板を、引き続き、急冷停止温度に３００秒間保持した後、１０℃／秒の速度で室温まで冷却した。冷却後、０.２％の調質圧延を実施し、冷延焼鈍鋼板を得た。なお、表２のＡｒ_３点は、上記熱処理を施した際の熱膨張解析により求めた。

なお、表２には、７００℃からの冷却速度を示しているが、Ａｒ_３点と７００℃との温度差は最大でも３２℃である。一方、７００℃から５５０℃までの温度差は１５０℃あるので、５０℃／秒で冷却した場合、Ａｒ_３点から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／秒よりは大きくなる。

得られた冷延焼鈍鋼板について、Ａｃ_３変態点（表１に記載）およびオーステナイト単相組織状態の保持時間（表２に「γ単相組織時間」と表示）を測定すると共に、硬さ測定、組織観察、引張試験、曲げ試験（以上の結果は表３に示す）を実施した。試験方法を下記に示す。

(Ａｃ_３変態点温度の測定)
未熱処理の各冷延鋼板から試験片を採取し、室温から１０００℃まで１０℃／ｓで加熱した際の膨張率変化を解析することによって、Ａｃ_３変態点の温度を求めた。

(オーステナイト単相組織状態の保持時間の測定)
未熱処理の各冷延鋼板から試験片を採取し、表２に示すのと同じ焼鈍条件および冷却条件で熱処理を行った際の膨張率変化を解析することにより、オーステナイト単相単相組織状態の保持時間を測定した。

(硬さ測定)
各冷延焼鈍鋼板の鋼板表面から板厚の１／４深さ位置の鋼板断面（鋼板の両面を機械加工により研削し、電解研磨により加工歪を除去して断面試験片を作製）において、圧延方向と、圧延方向と直角方向の硬さを、ビッカース硬さ試験機により測定した。圧痕の荷重を０.４９Ｎとし、各面について上記の２方向に２００μｍ間隔で１０点ずつ硬さを測定した。両面について２方向で得られた合計４０のビッカース硬さの測定値のうちの最大値と最小値の差を硬さのばらつきとした。

(組織観察)
各冷延焼鈍鋼板から、圧延方向の板厚断面の試験片と、圧延方向と直角方向の板厚断面の試験片を作製し、その組織を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡で撮影し、画像解析によりフェライト相（表３にＦと表示）およびベイナイト相（表３にＢと表示）の各相の分率およびこれらの相を総合した平均結晶粒径を測定した。粒径の測定は、圧延方向板厚断面および圧延方向と直角方向の板厚断面のどちらも、板厚の全厚についてＪＩＳＧ０５５２の交差線分法の規定に準拠して測定し、それらの平均値で表した。

(引張試験)
各種冷延焼鈍鋼板の圧延方向に直角方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張特性（引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ、伸びＥｌ）を調査した。また、ＹＳ／ＴＳの値である降伏比（ＹＲ）を算出した。

(曲げ試験)
各種冷延焼鈍鋼板から圧延方向に直角方向を長手方向とする曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ１６０ｍｍ×板厚１.２ｍｍ）を採取し、４.８ｍｍの鋼板を挟んだ１８０°曲げ試験を実施し、割れの有無を目視にて確認した。割れが無い試験片に対して、前回より０.６ｍｍだけ薄い４.２ｍｍの鋼板を挟んだ１８０°曲げ試験を実施し、同様に割れの有無を確認した。割れが無い場合、０.６ｍｍ毎に、同様の試験を実施した（挟む鋼板の板厚は４.２ｍｍ、３.６ｍｍ、３ｍｍ、２.４ｍｍ、１.８ｍｍ、１.２ｍｍ、０.６ｍｍと変化させた）。０.６ｍｍの鋼板を挟んだ１８０°曲げ試験実施後に割れが無い場合、鋼板を挟まない密着曲げを行った。

試験後に割れが認められない鋼板の板厚を曲げ試験片の板厚（１.２ｍｍ）で割ることにより、板厚(ｔ)を単位とする最小曲げ半径（表３には限界曲げと表示）を算出した。

表３からわかるように、本発明例の鋼板は、引張強度が９００ＭＰａ以上と超高強度であり、表裏面から板厚の１／４深さ位置におけるビッカース硬さのばらつきが１００Ｈｖ以下と小さく、かつフェライトおよびベイナイトの平均粒径が３.５μｍ以下であって、組織が微細かつ均一である。そのため、超高強度鋼板であるにもかかわらず、最小曲げ半径が目標とする１.５ｔ以下と、曲げ特性にも優れた鋼板となっている。また、降伏比も７０％以上であり、優れた耐衝突特性も兼備している。

これに対し、比較例を見ると、鋼板Ｎｏ.２は、製造条件が本発明範囲から外れており、９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。鋼板Ｎｏ.３、Ｎｏ.１９、Ｎｏ.２１、Ｎｏ.３０は、鋼組成が本発明範囲から外れており、曲げ性が悪い。鋼板Ｎｏ.６、Ｎｏ.８、Ｎｏ.２４、Ｎｏ.２５は、製造条件が本発明範囲から外れており、曲げ性が悪い。鋼板Ｎｏ.４、Ｎｏ.１０、Ｎｏ.１６、Ｎｏ.２２は、鋼組成が本発明範囲から外れており、９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。鋼板Ｎｏ.２７、Ｎｏ.３２は、鋼組成が本発明範囲から外れていて、所望の鋼組織が得られず、曲げ性が悪い。

本発明例のうち、フェライトとベイナイトの面積率が合計７０％未満である鋼板Ｎｏ.１２は、曲げ性は良好であるものの、引張試験の伸びが小さく、延性に乏しい。また、鋼組成にＣｒとＶをどちらも含有せず、かつＭｏ含有量が０.２５％より少ない鋼種Ａ、Ｄ、Ｋ、Ｍ、Ｓ、Ｗより製造された鋼板Ｎｏ.１、Ｎｏ.５、Ｎｏ.１８、Ｎｏ.２０、Ｎｏ.２９、Ｎｏ.３３は、冷却停止温度が３００℃以上では、９８０ＭＰａ以上のさらに高い引張強度を確保するのが困難である。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０.０５〜０.１０％、Ｓｉ：０.００５〜０.６％、Ｍｎ：２.０〜３.０％、Ｍｏ：０.１％〜０.５％、Ｂ：０.０００５％〜０.００５％、Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１〜０.１％、Ｎ：０.０１％以下を含有し、さらにＴｉおよびＮｂの１種または２種を、下記(１)式を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から板厚の１／４の深さ位置におけるビッカース硬さのばらつきが１００Ｈｖ以下であり、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が３.５μｍ以下であり、引張強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする超高強度鋼板。
   ０.０５％≦[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２≦０.２％ (１)
   ここで、[Ｔｉ]と[Ｎｂ]はそれぞれＴｉとＮｂの含有量（質量％)を示す。
2. 前記化学組成が、質量％で、さらにＶ：０.２％以下および／またはＣｒ：１.０％以下を含有する、請求項１に記載の超高強度鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、さらにＣａ：０.００３％以下、Ｍｇ：０.００３％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の超高強度鋼板。
4. フェライトとベイナイトの合計面積率が７０％以上となる鋼組織を有する、請求項１〜３の何れかに記載の超高強度鋼板。
5. 下記工程(Ａ)〜(Ｃ)を含むことを特徴とする、超高強度鋼板の製造方法：
   (Ａ)請求項１〜３の何れかに記載の化学組成を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃としたのちに熱間圧延を施し、８００〜９５０℃の温度域で前記熱間圧延を完了し、４５０〜７００℃の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
   (Ｂ)前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
   (Ｃ)前記冷延鋼板を、Ａｃ_３変態点以上の温度域に加熱してオーステナイト単相組織とし、オーステナイト単相組織の状態に１２０秒間以上保時したのちに、Ａｒ_３変態点から５５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上となる冷却条件で冷却する、連続焼鈍工程。