JP2008202115A

JP2008202115A - 延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2008202115A
Application number: JP2007041210A
Authority: JP
Inventors: Nobuhiro Fujita; 展弘藤田; Manabu Takahashi; 学高橋; Akihiro Miyasaka; 明博宮坂; Hisamasa Tomokiyo; 寿雅友清; Tsutomu Okamoto; 力岡本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-02-21
Filing date: 2007-02-21
Publication date: 2008-09-04
Anticipated expiration: 2027-02-21
Also published as: JP5245259B2

Abstract

【課題】強度および延性の双方を改善し、特に延性の優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】金属組織が軟質相であるフェライトと硬質相であるパーライト、ベイナイト、オーステナイトまたはマルテンサイトの１種または２種以上から成り、板断面の組織観察で軟質相結晶粒と硬質相結晶粒のそれぞれの一部または全部が結晶粒の方位差で５度以下の結晶粒の群をなし、軟質相の結晶粒群と硬質相の結晶粒群の両方について、結晶粒の群のアスペクト比が５．０以上であることを特徴とした延性に優れた高強度鋼板であり、熱延の仕上げ圧延の最終圧下率を１０％以上で行い、仕上げ温度を８８０℃以下とし、７５０〜６５０℃の温度域に１℃〜１００℃／ｓの平均冷速で冷却し、引き続き７５０〜６５０℃の温度範囲で巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延し、その後焼鈍することを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。

近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張り強度にして５９０ＭＰａ級クラス以上の鋼板が多用されつつある。

このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、特に延性が必要な場合が多い。強度および延性の双方を改善するための方法として、オーステナイトを鋼板組織中に安定な形で残留させることがよく知られている。また、この残留オーステナイトの存在状態を制御することで衝突時のエネルギ吸収能が改善されることも特許文献１に開示されている。

一方で、残留オーステナイト鋼では、含有固溶炭素量の高い安定なオーステナイトを残留させるために、複雑な熱処理を行わなければならないという問題もある。

特開平１１−１００６３５号公報

本発明は、上記課題を解決し、延性の優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、種々検討を行った結果、残留オーステナイト鋼のような複雑な熱処理を必要としない高強度鋼板の延性改善の手法として、鋼材の金属ミクロ組織、特にその結晶粒の形態が層状に群となって形成されると延性向上に有効であることを見出し、熱延からの工程条件、ミクロ組織制御と成分量のバランスおよびその製造方法を組み合わせることによって達成しうることを見出した。すなわち、軟質相であるフェライトの結晶粒の群と、硬質相、例えばマルテンサイトの結晶粒の群を層状に形成させる。これにより延性改善の手法を見出した。

本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｉ：０．００５〜２．０％、
Ｍｎ：０.０１〜３．０％、
Ｐ：０．００１０〜０．０２％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜２．０％、
Ｎ：０．００１０〜０．０１０％
を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が軟質相であるフェライトと、硬質相であるパーライト、ベイナイト、オーステナイトまたはマルテンサイトの１種または２種以上からなり、板断面の組織観察で軟質相結晶粒と硬質相結晶粒のそれぞれの一部または全部が結晶粒の方位差で５度以下の結晶粒の群をなし、それぞれの結晶粒の群のアスペクト比が下記（Ａ）式を満たすことを特徴とした延性に優れた高強度鋼板。
結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群のアスペクト比＝（結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の圧延方向平均厚さ）／（結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の板厚方向平均厚さ）≧５．０・・・（Ａ）
ここで
結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の圧延方向平均厚さ＝（圧延方向の線分法による測定距離）／（圧延方向測定距離の線分が結晶粒の方位差５度超の結晶粒界とぶつかる回数＋１）・・・（Ｂ）
結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の板厚方向平均厚さ＝（板厚方向の線分法による測定距離）／（板厚方向測定距離の線分が結晶粒の方位差５度超の結晶粒界とぶつかる回数＋１）・・・（Ｃ）

（２）軟質相部分の炭素量が質量％で０．０５％以下であることを特徴とする（１）に記載の延性に優れた高強度鋼板。

（３）軟質相部分の最小硬度が硬質相部分の最高硬度の０．７以下であることを特徴とする（１）または（２）に記載の延性に優れた高強度鋼板。

（４）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｍｏ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ：０．０１〜５％、
Ｚｒ：０．００１〜１％、
Ｈｆ：０．００１〜１％、
Ｔａ：０．００１〜１％、
Ｔｉ：０．００１〜１％、
Ｖ：０．００１〜１％、
Ｎｂ：０．００１〜１％、
Ｂ：０．０００１〜０．１％、
Ｍｇ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０．００１〜０．５％、
Ｙ：０．００１〜０．５％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の延性に優れた高強度鋼板。

（５）（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延の仕上げ圧延の最終圧下率を１０％以上で行い、仕上げ温度を８８０℃以下とし、７５０〜６５０℃の温度域に１℃〜１００℃／ｓの平均冷速で冷却し、引き続き７５０〜６５０℃の温度範囲で巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延し、その後焼鈍時の最高温度が下記（Ｄ）式によって算出される温度以下の温度域で少なくとも２０秒以上の焼鈍することを特徴とする延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
焼鈍時の最高温度≦０．０５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁（℃）以上０．９５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）+Ａｃ₁（℃）・・・（Ｄ）
ここで
Ａｃ₁：焼鈍される鋼板のＡｃ₁変態点温度（℃）
Ａｃ₃：焼鈍される鋼板のＡｃ₃変態点温度（℃）

（６）（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延の仕上げ圧延の最終圧下率を１０％以上で行い、仕上げ温度を８８０℃以下とし、７５０〜６５０℃の温度域に１℃〜１００℃／ｓの平均冷速で冷却し、引き続き７５０〜６５０℃の温度範囲で巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延し、その後焼鈍時の最高温度が下記（Ｄ）式によって算出される温度以下の温度域で少なくとも２０秒以上の焼鈍した後、１℃／秒以上２０℃／秒以下の冷却速度にて７００〜６００℃の温度域に冷却し、引き続き３〜１５０℃／ｓの冷却速度にて３００〜５００℃に冷却するかまたは３〜１５０℃／ｓの冷却速度にて３００〜５００℃に冷却しその温度域にて１〜６００秒保持することを特徴とする延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
焼鈍時の最高温度≦０．０５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁（℃）以上０．９５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）+Ａｃ₁（℃）・・・（Ｄ）ここで
Ａｃ₁：焼鈍される鋼板のＡｃ₁変態点温度（℃）
Ａｃ₃：焼鈍される鋼板のＡｃ₃変態点温度（℃）

本発明により、残留オーステナイト鋼のような複雑な熱処理を施すことなく、鋼材の金属ミクロ組織、特にその結晶粒の形態を層状に群となって形成させたことで延性を改善した高強度鋼板およびその製造方法を得ることができる。

以下、本発明を詳細に説明する。

発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．５０％、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ｍｎ：０.０１〜３．０％、Ｐ：０．００１０〜０．０２％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜２．０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板をベースに、各合金を添加した鋼を溶製し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延条件を変化させて熱延鋼板を製造した後、酸洗後冷延し、その後条件を変化させて焼鈍し、冷延焼鈍板および亜鉛めっき鋼板を製造した。それら鋼板について、ミクロ組織観察、機械試験についてはＪＩＳに準拠した試験を行い、各特性を比較評価した。

上述の試験の結果、成分、ミクロ組織および製造条件の制御により、延性に優れた高強度鋼板が製造可能なことを見出した。

次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。

残留オーステナイトの安定化などの熱処理無しに延性を十分に確保するためには鋼板の組織を軟質相であるフェライトの結晶粒の群と硬質相であるパーライト、ベイナイト、オーステナイトまたはマルテンサイトの１種または２種以上からなる組織の結晶粒の群を層状に分布させることが効果的であることが判明した。ここで延性に良い結晶粒の群の層状分布状態とは、以下のように定義する。ＥＢＳＰ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｅｒｉｎｇｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎＰａｔｅｒｎ；ＳＥＭ分析の一種）にて１００〜１０００倍程度の範囲で、少なくとも板厚方向に板厚の５０％以上、圧延方向に５ｍｍ以上２０ｍｍ以下の範囲のミクロ組織観察を行った時、観察視野における軟質相の一部または全部において結晶粒の方位差が５以下の結晶粒の群が圧延方向と平行に層状に群となって観察され、同様に硬質相についても一部または全部において結晶粒の方位差が５以下の結晶粒の群が圧延方向に層状に群となって観察され、これら結晶粒の方位差が５以下である軟質相の結晶粒の群と結晶粒の方位差が５以下である硬質相の結晶粒の群のそれぞれのアスペクト比が５．０以上になると延性が改善される。それぞれのアスペクト比が５．０未満の場合、結晶粒の群は層状の分布形態にならず、延性改善効果が小さいか見られない。

ここで結晶粒の方位差が５以下の結晶粒の群のアスペクト比の求め方であるが、次の式（Ａ）で求める。
結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群のアスペクト比＝（結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の圧延方向平均厚さ）／（結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の板厚方向平均厚さ）≧５．０・・・（Ａ）

前記アスペクト比を求めるために結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の圧延方向平均厚さと結晶粒の方位差が５以下の結晶粒の群の板厚方向平均厚さが必要であるが、これらは以下のようにして求める。

まずＥＰＳＢで観察範囲の各粒界の方位差を求める。次にそのうち方位差が５度以下である結晶粒の集まりを群とする。その後画像解析または線分法により圧延方向に線分を引き、その線分と５度超の粒界とぶつかる回数を求め、観察視野における線分の測定距離をぶつかる回数＋１で除したものを結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の郡の圧延方向平均厚さとする。その算出式を式（Ｂ）に示す。
結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の圧延方向平均厚さ＝（圧延方向の線分法による測定距離）／（圧延方向測定距離の線分が結晶粒の方位差５度超の結晶粒界とぶつかる回数＋１）・・・（Ｂ）

板厚方向についても、板厚方向に前記と同様な線分を引き、前記と同様に結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の板厚方向平均厚さを算出する。その算出式を式（Ｃ）に示す。
結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の板厚方向平均厚さ＝（板厚方向の線分法による測定距離）／（板厚方向測定距離の線分が結晶粒の方位差５度超の結晶粒界とぶつかる回数＋１）・・・（Ｃ）

各方向の平均厚さを測定するための線分は、圧延方向および板厚方向に数本、望ましくは両方向で１０〜１００本程度で観察するのが望ましい。

尚、結晶粒の方位差が５度超では結晶粒が十分展進しておらず、結晶粒の群が十分な層状分布とならないため延性が改善されないものと思われる。

このような結晶粒の群の層状分布を形成させるためには、熱延工程からの造りこみが必要である。それにはまず熱延の仕上げ圧延の最終域で仕上げ圧延の最終スタンド圧下率やその後の捲取までの冷却速度を特定範囲内とすることで、圧延方向に展進した未再結晶オーステナイトを生成させ、展進した未再結晶オーステナイトからパーライト変態を促進させて所定のアスペクト比の結晶粒の群を形成させ、さらに焼鈍を２相域で行って、軟質相であるフェライトも十分確保することで、アスペクト比の大きな軟質相の結晶粒の群や硬質相の結晶粒の群の層状分布の形成が可能となる。

尚、結晶粒の方位差が５度以下の軟質相結晶粒の群や結晶粒の方位差が５以下の硬質相結晶粒の群について、板断面の組織観察で軟質相結晶粒と硬質相結晶粒のそれぞれの一部または全部が結晶粒の方位差で５度以下の結晶粒の群とは、それぞれの結晶粒の群が面積率で２０％以上１００％であることが好ましい。それぞれの当該結晶粒の群が軟質相結晶粒、硬質相結晶粒それぞれの面積の２０％未満だと延性の改善が明確に見られないため２０％以上が好ましく、軟質相の結晶粒の群、硬質相の結晶粒の群のそれぞれ１００％、即ち全てが層状分布であればより好ましい。

また、本発明は極力軟質な組織を形成することが特徴の１つであり、軟質フェライトは軟らかい方が望ましく、軟質相部分であるフェライト中の炭素含有量は質量％で０．０５％以下することが望ましく、さらに延性向上のためには０．０１％以下とすることが効果的である。このような組織を形成させるには、熱延仕上後のパーライト変態促進が重要となる。

また、高強度を確保しつつ延性を良好なものとするためには、軟質相と硬質相の硬度差を大きくすることが有効である。ここで、従来、マイクロビッカースなどの硬度計を用いた研究（参考文献１；中村ら、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，ｖｏｌ．１３（２０００），３９１）があるが、高強度鋼板の組織は一般的に微細であり、小さいものでは数ミクロン程度の粒径の組織も多数ある。このような場合、ナノインデンテーションなどの微小領域の硬度測定が可能計測装置を用いる必要がある。各相に１０点以上の硬度測定を行い、その硬度の比、すなわち、軟質相の最低硬度÷硬質相の最高硬度の値が０．７以下であることが延性改善に有効である。さらに、この硬度比を０．４以下とするとより延性が向上する。

次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。

Ｃは、良好な強度延性バランスを確保するため、特に板厚中心部分の軟質相および硬質相の分率を制御する目的で添加する元素である。硬質相の体積分率とその形態制御により延性を大きく向上させる。また、軟質相の固溶量制御についても延性改善に重要である。以上の理由から、下限を０．０１質量％（以下、同じ）とした。一方で、溶接性および穴拡げ性を保持可能な上限として０．５０質量％とした。

Ｓｉは、強度延性バランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制したり、表層の軟質相形成に効果的な添加元素であることから、その下限を０．００５質量％とした。また、過剰添加は、めっき性や溶接性に悪影響を及ぼすため、上限を２．０質量％とした。

Ｍｎは、高強度化の目的で添加する。また、延性劣化の１つの原因である粗大炭化物析出を抑制する目的で添加する。これらのことから、０．０１質量％以上とした。一方では、過剰添加は極端な延性劣化や、溶接性を劣化させることから３．０質量％を上限とした。

Ｐ量は強化元素であり極低化は経済的にも不利であることから０．００１０質量％を下限とした。また、多量添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、０．０２％を上限とした。

Ｓ量は、極低化は経済的に不利であることから、０．０００１質量％を下限とし、また、０．０２質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。

Ａｌは、脱酸元素および表層の軟質相形成のために添加する。このため、０．００５質量％以上の添加とした。一方過剰添加はＳｉ同様、めっき性や溶接性を劣化させるため２．０質量％を上限とした。

Ｎは、ＣやＭｎと同様でオーステナイトフォーマーであることから、Ｃ同様、硬質相の形成に効果的であることから、下限を０．００１０質量％とし、過剰添加は溶接性を劣化させるため、上限を０．０１０質量％とした。

さらに、本発明が対象とする鋼は、強度や延性のさらなる向上を目的としてＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍの１種または２種以上を含有する。

Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制の目的で添加する元素で、０．０１％質量以上とし、５質量％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。

Ｍｏは、強度延性バランスを劣化させる炭化物の生成を抑制する目的で添加できる元素であり、良好な強度延性バランスを得るための添加元素である。さらには、溶接熱影響部の軟化防止にも効果的であることから、その下限を０．０１質量％とした。また、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限を５質量％とした。

Ｎｉは、焼き入れ性の向上による強化目的で０．０１質量％以上とし、５質量％を超える量の添加では、加工性、特にマルテンサイトの硬度上昇寄与して悪影響を及ぼすため、５質量％を上限とした。また、高価であることから、強化するために必須の場合のみの添加が望ましい。

Ｃｕは、強化目的で０．０１質量％以上の添加とし、５質量％を超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼすため５質量％を上限とした。また、熱間での脆化を引き起こす懸念があることから、Ｎｉとあわせて添加することが望ましい。

Ｃｏは、強度延性バランスの向上のため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、５質量％以下にすることが望ましい。また、高価であることから、強化するために必須の場合のみの添加が望ましい。
Ｗは、０．０１質量％以上で強化効果が現れること、５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすからである。

さらに、強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化にとって極めて有効であるため、必要に応じて０．００１質量％以上を添加する。一方で、過剰な炭化物生成は延性低下を招くことから、１質量％を上限とした。ただし、比較的酸化物を作りやすいＴｉ，Ｚｒなどの添加は化成性や塗装後耐食性を劣化させる場合があり、強化に必須の場合にのみ添加することが望ましい。

Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、加工性が低下するため、上限を０．１質量％とした。

Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍは、適量添加により介在物の形態制御、特に微細分散化の観点から０．００１％質量以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．５質量％を上限とした。

不可避的不純物として、例えばＳｎなどがあるがこれら元素を０．1質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。

このような組織を有する延性に優れた高強度鋼板およびの製造方法について以下に説明する。

熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合に、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、特にスケールは表面疵や製品板での化成性を劣化させる懸念があるため、１２２０℃以下にすることがさらに望ましい。一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまう。

ここで、アスペクト比の大きな結晶粒の群の層状分布を形成させるためには、オーステナイトの未再結晶領域で熱延を終了させることが効果的であることから、最終の圧下率を１０％以上、望ましくは１５％以上として粒の展進を促進させた後、仕上げ圧延の終了温度を、オーステナイト再結晶を抑制させる目的で８８０℃以下とした。一方、形状を確保する目的から最終の圧下率は３０％以下とすることが望ましい。また、仕上温度についてはフェライト域圧延を防止する観点から８５０℃以上が望ましい。

仕上げ後は、熱延板組織をフェライトおよびパーライトとすることが望ましく、７５０〜６５０℃の温度域に１℃〜１００℃／ｓの平均冷速で冷却する。特に炭素濃化したパーライトを形成させるためには１０℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満の冷却速度にて、７５０℃〜６５０℃の温度域で高めの捲取温度が望ましい。上記冷却速度および捲取温度で捲取ることにより熱延組織にパーライトを形成させることで、後の冷間圧延および焼鈍後に所定のアスペクト比の組織を得ることができる。一方で、７５０℃を超えた温度域であると、スケール形成・成長が促進されその後の酸洗性や製品外観や化成性・塗装後耐食性を劣化させ、６５０℃未満であると十分なパーライトの組織が得られない。また、冷速が１℃／ｓ未満の場合もスケール形成・成長が促進され製品外観や化成性・塗装後耐食性を劣化させる。一方、冷速が１００℃／sを超えると十分にフェライトおよびパーライトの組織が得られない。また、高圧デスケーリング装置によるデスケや、電気めっきや溶融亜鉛めっき、溶融合金亜鉛めっきを施しても本願発明を阻害するものではない。

また、冷延は、全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば再結晶させるには十分で、最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、パーライトの分断を極力避ける観点から、冷延率は６０％以下とすることが望ましい。

次に本件鋼板を焼鈍する際の加熱条件について述べる。冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ₁およびＡｃ₃温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．０５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁（℃）未満では焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないため、表層の軟質フェライトを十分に確保できないことや、板厚中心部分の硬質相確保も困難と成ることから、これを下限とした。また、０．９５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）+Ａｃ₁（℃）以上の場合には、表層の軟質フェライトが過剰生成したり、結晶粒の粗大化や表面酸化が促進されて外観品位が劣化するうえ、製造コストの上昇をまねくために、これを焼鈍温度の上限とした。

さらに、この温度域での焼鈍時間を２０秒以上とした。２０秒未満であると熱延板のパーライトの溶解が不十分な場合や表層の軟質相が十分に形成されないことが懸念されるため、これと下限とした。上限は特に設けないが、スケールの過剰な形成による表面品位の問題を避けるため３０分以下が望ましい。

さらに本件鋼板を焼鈍する際の加熱後の冷却条件について述べる。以降の熱処理パターンは、特に層状の硬質相部分の組織制御のために焼鈍加熱後の冷却時に行う。例えば、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質相を生成させて複合組織鋼を作る場合には、焼鈍後の一次冷却を、十分なフェライト相生成のために冷却速度を１℃／秒以上２０℃／秒以下としてフェライト生成域である７００〜６００℃の温度域に冷却して、次に冷却中にパーライトを抑制する目的で、冷速が３〜１５０℃／ｓで停止温度域をマルテンサイト変態やベイナイト変態の生じる温度域；２００〜５００℃に冷却または保持を行うことが望ましい。２００〜５００℃における保持時間は１秒未満では変態が不完全になる場合があるため１秒以上とし、６００秒超では変態効果が飽和するため上限を６００秒とする。また、冷却停止温度については、変態前のオーステナイトの組成により変化する。

上述のような、焼鈍熱処理を連続焼鈍ラインや亜鉛めっきラインにて行うことで、延性の優れた高強度薄鋼板を作製することが可能である。

以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。

表１に示すような組成の鋼板を、１１００〜１３００℃に加熱し、Ａｒ₃変態温度以上で表２に示すような条件にて熱延を完了し、冷延して１．５ｍｍ厚とした。

その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ₁とＡｃ₃変態温度を計算により求めた。
Ａｃ₁＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％＋６．３８×Ｗ％、
Ａｃ₃＝９１０−２０３×（Ｃ％）^1/2−１５．２×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％＋１３．１×Ｗ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７００×Ｐ％＋４００×Ａｌ％＋４００×Ｔｉ％、
これらのＡｃ₁およびＡｃ₃変態温度から計算される焼鈍温度にＨ₂−Ｎ₂雰囲気中で表２に示す条件で焼鈍を行った。

これらの鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。

表２にミクロ組織、各製造条件と各材質について示す。本願発明の要綱を満たす発明鋼は、同一の組織構成において比較すると比較鋼に比べ延性・強度に優れていることがわかる。ここで、構成する組織にオーステナイトを含む鋼ＤおよびＦがあるが、これはいわゆる炭素が十分の浮かした安定化した残留オーステナイトではなく、残ってしまった不安定な残留オーステナイトである。また、成分範囲を逸脱するＣＡ、ＣＢおよびＣＣは熱延板製造時に割れが発生してしまう。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｉ：０．００５〜２．０％、
Ｍｎ：０.０１〜３．０％、
Ｐ：０．００１０〜０．０２％
Ｓ：０．０００１〜０．０２％
Ａｌ：０．００５〜２．０％
Ｎ：０．００１０〜０．０１０％
を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が軟質相であるフェライトと、硬質相であるパーライト、ベイナイト、オーステナイトまたはマルテンサイトの１種または２種以上からなり、板断面の組織観察で軟質相結晶粒と硬質相結晶粒のそれぞれの一部または全部が結晶粒の方位差で５度以下の結晶粒の群をなし、それぞれの結晶粒の群のアスペクト比が下記（Ａ）式を満たすことを特徴とした延性に優れた高強度鋼板。
結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群のアスペクト比＝（結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の圧延方向平均厚さ）／（結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の板厚方向平均厚さ）≧５．０・・・（Ａ）
ここで
結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の圧延方向平均厚さ＝（圧延方向の線分法による測定距離）／（圧延方向測定距離の線分が結晶粒の方位差５度超の結晶粒界とぶつかる回数＋１）・・・（Ｂ）
結晶粒の方位差が５度以下の結晶粒の群の板厚方向平均厚さ＝（板厚方向の線分法による測定距離）／（板厚方向測定距離の線分が結晶粒の方位差５度超の結晶粒界とぶつかる回数＋１）・・・（Ｃ）
軟質相部分の炭素量が質量％で０．０５％以下であることを特徴とする請求項１に記載の延性に優れた高強度鋼板。
軟質相部分の最小硬度が硬質相部分の最高硬度の０．７以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の延性に優れた高強度鋼板。
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｍｏ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ：０．０１〜５％、
Ｚｒ：０．００１〜１％、
Ｈｆ：０．００１〜１％、
Ｔａ：０．００１〜１％、
Ｔｉ：０．００１〜１％、
Ｖ：０．００１〜１％、
Ｎｂ：０．００１〜１％、
Ｂ：０．０００１〜０．１％、
Ｍｇ：０．００１〜０．５％、
Ｃａ：０．００１〜０．５％、
Ｙ：０．００１〜０．５％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の延性に優れた高強度鋼板。
請求項１乃至請求項４のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延の仕上げ圧延の最終圧下率を１０％以上で行い、仕上げ温度を８８０℃以下とし、７５０〜６５０℃の温度域に１℃〜１００℃/ｓの平均冷速で冷却し、引き続き７５０〜６５０℃の温度範囲で巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延し、その後焼鈍時の最高温度が下記（Ｄ）式によって算出される温度以下の温度域で少なくとも２０秒以上の焼鈍することを特徴とする延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
焼鈍時の最高温度≦０．０５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁（℃）以上０．９５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）+Ａｃ₁（℃）・・・（Ｄ）
ここで
Ａｃ₁：焼鈍される鋼板のＡｃ₁変態点温度（℃）
Ａｃ₃：焼鈍される鋼板のＡｃ₃変態点温度（℃）
請求項１乃至請求項４のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延の仕上げ圧延の最終圧下率を１０％以上で行い、仕上げ温度を８８０℃以下とし、７５０〜６５０℃の温度域に１℃〜１００℃/ｓの平均冷速で冷却し、引き続き７５０〜６５０℃の温度範囲で巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延し、その後焼鈍時の最高温度が下記（Ｄ）式によって算出される温度以下の温度域で少なくとも２０秒以上の焼鈍した後、１℃／秒以上２０℃／秒以下の冷却速度にて７００〜６００℃の温度域に冷却し、引き続き３〜１５０℃/ｓの冷却速度にて２００〜５００℃に冷却するかまたは３〜１５０℃/ｓの冷却速度にて２００〜５００℃に冷却しその温度域にて１〜６００秒保持することを特徴とする延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
焼鈍時の最高温度≦０．０５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁（℃）以上０．９５×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）+Ａｃ₁（℃）・・・（Ｄ）
ここで
Ａｃ₁：焼鈍される鋼板のＡｃ₁変態点温度（℃）
Ａｃ₃：焼鈍される鋼板のＡｃ₃変態点温度（℃）