JP2010090432A

JP2010090432A - 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2010090432A
Application number: JP2008261188A
Authority: JP
Inventors: Masataka Yoshino; 正崇吉野; Yuuki Taji; 勇樹田路; Kohei Hasegawa; 浩平長谷川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-10-08
Filing date: 2008-10-08
Publication date: 2010-04-22
Anticipated expiration: 2028-10-08
Also published as: JP5359168B2

Abstract

【課題】Ｖ等の遷移金属元素や多量のＡｌを添加することなく、非常に高い強度と高延性が得られ且つ耐遅れ破壊特性に優れ、しかも連続焼鈍後の板形状にも優れた冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００５％未満、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｂおよび／またはＴｉ、Ｂ、Ｃｒの１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、金属組織が体積率で５０〜８０％の焼戻しマルテンサイト相および体積率で２０〜５０％のフェライト相を含むことを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、主として自動車のセンターピラーやドアインパクトビームなどの超高強度車体構造部品の材料として好適な強度・延性バランスおよび耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、ＣＯ_２排出量の増加による地球温暖化への懸念から、欧州ではＣＯ_２の移動発生源である自動車からのＣＯ_２排出量の規制が進んでおり、自動車の燃費改善が強く求められている。燃費の改善には車体の軽量化が有効であるが、乗員の安全性を確保することも必要であるため、車体重量を低減しつつ、衝突安全性を従来以上に確保することが必要とされる。車体軽量化と衝突安全性の確保という２つの要求に対応するために、高比強度の材料の適用により使用する鋼板の薄肉化を図ることが検討されており、近年では、引張強度９８０〜１１８０ＭＰａ級の高強度鋼板のセンターピラーやドアインパクトビームに代表される自動車保安部品への適用が進んでいる。しかし、車体軽量化の要求はさらに高まっており、１１８０ＭＰａ級鋼板よりもさらに高強度の鋼板を適用することによる更なる車体軽量化を視野に入れた検討が行われている。

自動車保安部材は一般にプレス成形により製造されるため、材料の延性がプレス成形性を大きく左右する。また、車体の衝突安全性の観点からは、プレス成形後の残留延性が重要とされている。しかし、鋼板の延性は一般に高強度になるに伴って低下するため、プレス成形性および成形後の残留延性は高強度になるほど低下する。また、引張強度で９８０ＭＰａを超える高強度の材料では、プレス成形後の残留応力と環境から侵入する水素に起因した遅れ破壊が懸念される。そのため、高強度の冷延鋼板を上述のような自動車保安部材として適用するためには、高いプレス成形性、すなわち高い延性と耐遅れ破壊特性に優れることが必要となる。

このような要求に対し、これまでに種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１では、引張強度１４８５ＭＰａを示す鋼板が実施例において記載されているが、伸びが１０％と低く、プレス加工による自動車保安部材の製造は極めて困難である。さらに、本開示例のミクロ組織はほぼ焼戻しマルテンサイト単相組織であり、連続焼鈍時の急冷によってマルテンサイト単相組織を得る際に鋼板形状が著しく悪化することから、焼鈍後に形状矯正の工程が必要となり、製造上好ましくない。加えて、本開示例の鋼板では合金元素として０．４５質量％のＶが添加されており、合金コストが高くなるという問題もある。

また、特許文献２では、残留オーステナイトが加工中のひずみによってマルテンサイト相に変態する加工誘起変態を利用した、高強度ながらも高い延性を持つ加工誘起変態塑性型鋼板（ＴＲＩＰ型鋼板）について開示されているが、ＴＲＩＰ効果を発現させるために必要な残留オーステナイト量を確保するために、Ａｌが０．３
〜２．０質量％添加されており、Ａｌの多量添加による鋳造欠陥が生じやすくなるという問題がある。さらに、残留オーステナイトをミクロ組織中に残存させるために、焼鈍温度からの冷却過程においてＭｓ変態点以上の温度において等温保持を行う必要があり、製造工程が増加する難点がある。さらに、等温保持温度までの冷却速度などが操業時に変動した場合、大きな材質変動を招くことから、一定の品質を安定して生産するためには操業条件の厳密な管理が必要となり、製造上好ましくない。
特開２００６−１８３１４０号公報特開２００６−３０７３２５号公報

したがって本発明の目的は、以上のような従来技術の課題を解決し、ＶやＭｏ等のような遷移金属元素や多量のＡｌを添加することなく、非常に高い強度と高延性が得られ且つ耐遅れ破壊特性に優れ、しかも連続焼鈍後の板形状にも優れた冷延鋼板を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、上記のような優れた性能を有する冷延鋼板を、高い生産性で安定的に製造することができる製造方法を提供することにある。

従来、引張強度１４７０ＭＰａ以上の鋼板を得ようとするならば、焼入れ法によりミクロ組織をマルテンサイト単相組織とする必要があった。しかし、ミクロ組織をマルテンサイト単相とした場合、十分な延性を得ることができない。また、焼入れ後の焼戻し熱処理により延性を向上させようとしても、マルテンサイト相中の転位組織の回復、およびマルテンサイト相中に析出しているＦｅ_３Ｃ炭化物の粗大化により強度は低下するものの、延性はさほど向上しない傾向がある。さらに、焼入れ法によりミクロ組織をマルテンサイト単相とした鋼板を製造した場合、鋼板形状がマルテンサイト変態時のひずみによって著しく悪化するという問題があった。

一方、高延性を発現させるために、残留オーステナイト相の加工誘起変態を利用したＴＲＩＰ鋼についても多くの提案がなされている。しかし、ＴＲＩＰ効果を発現させるためには、オーステナイト相の安定性を高めるために多量の合金元素を添加する必要があるとともに、焼鈍温度からの冷却時にＭ_Ｓ変態点以上の温度で等温保持を行う必要があり、製造工程ならびに製造コストの観点で好ましくない。

さらに、耐遅れ破壊特性の観点から、遅れ破壊を誘引する水素のトラップサイトは可能な限り低減することが望ましいが、マルテンサイト相はオーステナイト相からの結晶構造変態時に水素のトラップサイトとなる転位が多量に導入されるため、マルテンサイト相は可能な限り低減することが望ましい。また、延性向上に寄与する残留オーステナイトも転位と同様に水素のトラップサイトとして働くとともに、残留オーステナイトは粒界上にフィルム状に存在することから、残留オーステナイトへの水素の侵入は粒界破壊を誘引し、耐遅れ破壊特性を低下させることから、金属組織中に残留オーステナイトを多量に含むことは好ましくない。

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、ミクロ組織を焼戻しマルテンサイト相とフェライト相からなる二相組織とし、焼戻しマルテンサイト相の体積率を変化させることにより、引張強度と延性のバランスを制御できることを明らかにするとともに、ＣおよびＳｉを添加することにより、焼戻しマルテンサイト相およびフェライト相の硬度を上昇させ、引張強度１４７０ＭＰａ以上を得るために必要な焼戻しマルテンサイト相の体積率を低減させる手法を見出し、これにより極めて高強度でありながら、高い延性を有する鋼板を得ることを可能とした。また、このようにして得られる鋼板は、連続焼鈍後の板形状にも優れることが判った。

加えて、金属組織中に転位をほとんど含まないフェライト相を析出させることにより、金属組織中の転位密度をマルテンサイト単相組織に比べて大幅に減少させ、水素のトラップサイトを低減させることにより、鋼中への水素の侵入量を大幅に低減できることを明らかにし、これにより耐遅れ破壊特性を向上させることが可能であることを見出した。
一方、上記のような冷延鋼板の製造方法に関しては、焼鈍温度とその後の冷却過程を適正に制御し、且つ特定条件の焼戻し熱処理を施すことが効果的であるとの知見を得た。

本発明はこのような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［1］Ｃ：０．２０〜０．４０質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．１０質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５質量％、Ｎ：０．００５質量％未満、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、金属組織が体積率で５０〜８０％の焼戻しマルテンサイト相および体積率で２０〜５０％のフェライト相を含むことを特徴とする延性に優れる超高強度冷延鋼板。
［2］上記［1］の冷延鋼板において、さらに、Ｎｂ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下の１種または２種を含有することを特徴とする延性に優れる超高強度冷延鋼板。

［3］上記［1］または［2］の冷延鋼板において、さらに、Ｂ：５〜３０質量ｐｐｍを含有することを特徴とする延性に優れる超高強度冷延鋼板。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの冷延鋼板において、Ｓ：０．００２質量％以下を含有することを特徴とする延性に優れる超高強度冷延鋼板。
［5］上記［1］〜［4］のいずれかの冷延鋼板において、さらに、Ｃｒ：０．４０〜１．５質量％を、Ｍｎ＋１．６Ｃｒ≦２．５を満足する条件で含有することを特徴とする延性に優れる超高強度冷延鋼板。
［6］上記［1］〜［5］のいずれかの冷延鋼板において、引張強度が１４７０ＭＰａ以上、破断伸びが１２％以上であることを特徴とする延性に優れる超高強度冷延鋼板。

［7］上記［1］〜［5］いずれかの化学成分を有する鋼スラブを１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延出側温度８００℃以上の条件で熱間圧延した後、酸洗および冷間圧延し、次いで該冷延鋼板を連続焼鈍する際に、Ａｃ_１変態点〜Ａｃ_３変態点の温度範囲で３０〜１２００秒間保持した後、１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で８００〜６００℃まで冷却し、引き続き１００〜１０００℃／秒の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却し、次いで、再加熱して２００〜４００℃の温度範囲で１２０〜１８００秒間保持する焼き戻し処理を施すことを特徴とする延性に優れる超高強度冷延鋼板の製造方法。

本発明の冷延鋼板は、極めて高い強度を有するとともに、高い延性およびこれに伴う成形時の優れた加工性を有し、しかも、部品に成形加工した後も環境から侵入する水素に起因した遅れ破壊が生じ難い優れた耐遅れ破壊特性を有する。例えば、引張強度１４７０ＭＰａ以上、破断伸び１２％以上、２５℃、ｐＨ３のＨＣｌ環境下で１００ｈ以上破壊が生じない耐遅れ破壊特性を容易に実現することができる。また、本発明の冷延鋼板は、連続焼鈍後の板形状にも優れる。
また、本発明の製造方法によれば、上記のような優れた性能を有する冷延鋼板を、高い生産性で安定的に製造することができる。

本発明の冷延鋼板は、以下に述べるような特定の化学成分と金属組織を有する。
まず、冷延鋼板の化学成分について説明する。
Ｃはオーステナイト相を安定化させる元素であるとともに、鋼板の強度を確保するのに必要な元素である。Ｃ量が０．２０質量％未満では、マルテンサイト相とフェライト相からなる二相組織において、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を安定して得るために必要な焼戻しマルテンサイト相の体積率が大きくなり、高い延性を得ることが困難である。一方、Ｃ量が０．４０質量％を超えると溶接部および溶接による熱影響部が著しく硬化し、溶接性が低下する。このためＣ量は０．２０〜０．４０質量％、好ましくは０．２５〜０．３０質量％とする。

Ｓｉは、鋼板を硬質化させるのに有効な置換型固溶体強化元素である。この効果を発現させるためには、１．０質量％以上含有させる必要がある。ただし、Ｓｉ量が過剰であると、熱間圧延でのスケール形成が顕著になり、最終製品の欠陥率が増加し、経済的に好ましくない。このためＳｉ量は１．０〜３．０質量％とする。
Ｍｎはオーステナイト相を安定化させるとともに、鋼の強化に有効な元素である。Ｍｎが０．５質量％未満では、鋼の焼入れ性が十分ではなく、焼鈍温度からの冷却中に生じるオーステナイト相からフェライト相への変態、およびパーライト相ならびにベイナイト相の生成が早期に開始し、強度が著しく低下することから、目的とする強度を有する鋼板を安定して製造することが困難となる。一方、２．０質量％を超えると偏析が顕著となり、加工性が劣化する場合があるとともに、耐遅れ破壊特性が低下する。このためＭｎ量は０．５〜２．０質量％、好ましくは１．３〜１．８質量％とする。

Ｐは粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため低いほうが望ましく、その上限を０．１０質量％、好ましくは０．０１０質量％とする。さらに、溶接性向上の観点からは、０．００８質量％以下が好ましい。
ＳはＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性や耐遅れ破壊特性の劣化を誘引するため、極力低い方が望ましく、その上限を０．０２質量％、好ましくは０．００２質量％とする。
Ａｌは脱酸のために有効な元素であり、有用な脱酸効果を得るためには０．０１質量％以上とする必要があるが、過剰に添加すると鋼板中の介在物が増加し延性を低下させる。このためＡｌ量は０．０１〜０．０５質量％とする。
Ｎは不可避不純物であり、窒化物を形成する。特に、含有量が０．００５質量％以上になると窒化物の形成による高温および低温での延性が低下する。このためＮ量は０．００５質量％未満とする。

鋼板には、必要に応じて、さらに、ＮｂおよびＴｉの１種または２種、Ｂ、Ｃｒを含有させることができる。
ＮｂおよびＴｉは結晶粒を細粒化させる効果があり、鋼板の強度を上昇させるのに有効な元素である。しかし、Ｎｂ、Ｔｉをそれぞれ０．１質量％を超えて含有させたとしても、その効果は飽和するため経済的に好ましくない。このためＮｂ、Ｔｉの添加量は、それぞれ０．１質量％以下とする。
Ｂは鋼板の強度上昇に有効な元素である。Ｂ量が５質量ｐｐｍ未満では、Ｂによる強度上昇効果が期待できない。一方、Ｂ量が３０質量ｐｐｍを超えると熱間加工性が低下するため、製造上好ましくない。このためＢの添加量は５〜３０質量ｐｐｍとする。

ＣｒはＭｎと同様に鋼の焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を確保するのに有効な元素であり、一方において耐遅れ破壊特性の劣化を招きにくいので、Ｍｎの置換元素として好適である。Ｃｒの添加量が０．４０質量％未満では焼入れ性および耐遅れ破壊特性の向上に有益な効果が期待できないので、Ｃｒは０．４０質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｒの添加量が過剰になるとＣｒの炭化物および窒化物が粒界上に析出し、粒界破壊を誘引する場合がある。このためＣｒの添加量の上限は１．５質量％とする。さらに、Ｍｎ量との関係で、Ｍｎ＋１．６Ｃｒが２．５質量％を超えると耐遅れ破壊特性が劣化することから、ＣｒはＭｎ＋１．６Ｃｒ≦２．５質量％を満足する条件で添加する。

次に、冷延鋼板の金属組織について説明する。
本発明者らは、プレス成形性を左右する延性を向上させるとともに、プレス成形後にも優れた耐遅れ破壊特性を示す鋼板を得るべく検討を行い、その結果、高い延性を発揮させるためには、ミクロ組織を適切に制御することが重要であることを知見した。具体的には、連続焼鈍後のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト相を体積率で５０％以上含み、実質的に残部が体積率で２０％以上のフェライト相からなる二相組織とすることが重要であることが判った。この二相組織は焼鈍温度からの急冷によって得られるものであり、この手法により、合金元素を過剰に添加することなく超高強度の鋼板を得ることが可能である。

一方、耐遅れ破壊特性は鋼中に侵入する水素量が少ないほど好ましい。焼戻しマルテンサイト相は焼入れ時のオーステナイトからマルテンサイト相への結晶構造変態によって極めて多量の転位が導入されるが、金属組織中にフェライト相を適量含ませることにより、遅れ破壊を誘引するとされる水素のトラップサイトとなる転位を、マルテンサイト単相組織鋼に比べて大幅に低減させ、鋼中への水素侵入量を低減できることが判った。

焼戻しマルテンサイト相とフェライト相からなる二相組織鋼の引張強度は、焼戻しマルテンサイト相の体積率の増加に伴って上昇する。これは、焼戻しマルテンサイト相とフェライト相では、焼戻しマルテンサイト相の硬度の方が高く、引張変形時における変形抵抗は硬質相である焼戻しマルテンサイト相が担っており、焼戻しマルテンサイト相の体積率が大きいほど焼戻しマルテンサイト単相組織の引張強度に漸近するためである。本発明の鋼成分範囲においては、焼戻しマルテンサイト相の体積率が５０％未満では引張強度１４７０ＭＰａ以上は得られない。ただし、焼戻しマルテンサイト体積率が増加するに伴って延性は低下し、焼戻しマルテンサイト相の体積率が８０％を超えるような組織では、破断伸びで１２％以上の高い延性および耐遅れ破壊特性を向上させるために必要なフェライト相の確保ができなくなる。このため焼戻しマルテンサイト体積率は、引張強度１４７０ＭＰａ以上が得られる範囲において可能な限り低減することが望ましい。また、フェライト相の体積率が２０％未満では、破断伸びで１２％以上の高い延性および耐遅れ破壊特性の向上が十分でなく、一方、５０％超では焼戻しマルテンサイト相の必要な体積率を確保できない。

以上の理由から本発明の冷延鋼板の金属組織は、焼戻しマルテンサイト相の体積率を５０〜８０％、フェライト相の体積率を２０〜５０％とする。
また、本発明の冷延鋼板の金属組織には、残留オーステナイト相、ベイナイト相、パーライト相など、焼戻しマルテンサイト相およびフェライト相以外の構成相が存在する場合がある。しかし、ベイナイト相やパーライト相が多量に存在した場合、それぞれ延性の低下および強度の低下を誘引するため、多量に含むことは好ましくない。また、残留オーステナイトは主に結晶粒界に存在し、水素脆化に伴う破壊起点となるため可能な限り低減することが望ましい。このため本発明において、焼戻しマルテンサイト相およびフェライト相以外の構成相（ベイナイト相、パーライト、残留オーステナイト等）は、体積率の合計で５％以下とすることが好ましい。

本発明が目標とする強度および延性は、引張強度１４７０ＭＰａ以上、破断伸び（ＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験における破断伸び）１２％以上であり、この破断伸びはインパクトビーム等の自動車保安部品にプレス加工することが可能とされる最低限の延性に相当するものであるが、本発明ではこのような強度・延性レベルを容易に実現できる。また、本発明が目標とする耐遅れ破壊特性は、２５℃、ｐＨ３のＨＣｌ環境下で１００時間以上破壊が生じないような性能であるが、本発明ではこのような性能も容易に実現できる。
本発明の冷延鋼板の用途に特別な制約はないが、上記のような性能を有することから、特に、自動車のドアインパクトビームやセンターピラーをはじめとする超高強度車体保安部品等に好適である。
本発明が対象とする鋼板には鋼帯も含まれる。また、本発明の冷延鋼板は、表面にめっき（電気めっき等）や化成処理等の表面処理を施し、表面処理鋼板として使用することもできる。

次に、本発明の冷延鋼板を得るのに好適な製造条件（製造方法）について説明する。
この製造方法では、上述した化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造などにより得られた鋼スラブを特定の条件で熱間圧延した後、酸洗および冷間圧延し、次いでこの冷延鋼板に特定条件で連続焼鈍および焼戻し処理を施す。
まず、熱間圧延では、鋼スラブを１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延出側温度８００℃以上の条件で圧延する。
スラブ加熱温度は、未固溶の析出物および介在物を溶解させることにより、熱間圧延時の変形抵抗を低減させ、生産性を安定させるために高い方が望ましい。しかし、加熱温度が１２００℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する。したがって、スラブ加熱温度は１２００℃以上とするが、加熱温度があまりに高くなると酸化質量の増加に伴うスケールロスの増大につながるため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが望ましい。

仕上げ圧延出側温度を８００℃以上とすることで、均一な熱延母相組織を得ることができ、用途上、問題なく使用することができる。仕上げ圧延出側温度が８００℃を下回ると、鋼板の組織が不均一となり、延性が低下するとともに成形時に種々の不具合を発生する危険性が増大する。また、これより低い圧延出側温度の場合に加工組織の残留を回避すべく高い巻取り温度を採用しても、この場合は粗大粒の発生に伴う同様の不具合を生じる。したがって、仕上げ圧延出側温度は８００℃以上とする。なお、仕上げ圧延出側温度の上限は特に規制されないが、過度に高い温度で圧延した場合はスケール疵などの原因となるため、１０００℃以下程度とすることが好ましい。
また、熱間圧延後は巻取り処理を行う。本発明において巻取り温度は特に限定されないが、巻取り温度が高温であった場合、上述したように粗大粒が生成し、鋼板組織が不均一となるため延性が低下する。また、巻取り温度が低すぎる場合には、熱間圧延によって生じた加工組織が残留し、次工程である冷間圧延の圧延荷重が大きくなる。そのため、巻取り温度は６００〜７００℃とすることが望ましい。特に好ましい巻取り温度は６５０℃程度である。

熱間圧延した後、酸洗および冷間圧延し、次いで連続焼鈍および焼き戻し処理を行う。冷間圧延の条件は特に限定されない。
連続焼鈍では、Ａｃ_１変態点〜Ａｃ_３変態点の温度範囲で３０〜１２００秒間保持する。焼鈍温度がＡ_Ｃ３変態点以上であっても、焼鈍温度からの冷却中に析出するフェライト相の体積率を制御することにより、体積率で５０％以上のマルテンサイト相を得ることが可能であるが、Ａ_Ｃ３変態点以上で焼鈍し、オーステナイト単相とした後の冷却過程においてフェライトを所定量析出させた場合、粗大なマルテンサイト相と比較的微細なフェライト相からなる不均一な二相組織となり延性が低下する。このため焼鈍温度はＡ_Ｃ１変態点〜Ａ_Ｃ３変態点の範囲とすることが望ましい。また、この焼鈍温度での保持時間（焼鈍時間）については、保持時間が短すぎるとミクロ組織が十分に焼鈍されずに不均一な組織となり、延性が低下する。また、保持時間が長すぎると製造時間の増加を招き製造コスト上好ましくない。このため保持時間は３０〜１２００秒とする。特に好ましい保持時間は６００秒程度である。

次いで、上記焼鈍温度から、１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で８００〜６００℃まで冷却（以下の説明では、この冷却を「徐冷」という場合がある）する。
焼鈍温度からの徐冷中にフェライト相を析出させ、強度−延性バランスを制御することが可能であるが、６００℃未満まで徐冷した場合、ミクロ組織中にパーライトが多量に生成するために強度が急激に低下し、１４７０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。また、徐冷停止温度を８００℃より高温にした場合には、焼鈍温度からの徐冷中に十分な量のフェライト相を析出させることができないため、延性を十分に得ることができない。そのため、徐冷停止温度は８００〜６００℃、好ましくは７５０℃〜７００℃の温度範囲とする。

マルテンサイト相を得るためには、オーステナイト相をフェライト相、ベイナイト相またはパーライトに変態させることなく、１００℃以下まで冷却する必要がある。上記徐冷時の平均冷却速度が１０℃／秒未満では冷却中にフェライト相、パーライト相またはベイナイト相が多量に生成し、強度が急激に低下する。一方、平均冷却速度が１００℃／秒を超えると、この徐冷時に十分な量のフェライト相を析出させることができず、高い延性を得ることができない。このため、上記徐冷時の平均冷却速度は１０〜１００℃／秒とする。

上記徐冷に引き続き、１００〜１０００℃／秒の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却（以下の説明では、この冷却を「急冷」という場合がある）する。
徐冷後の急冷はオーステナイト相をマルテンサイト相に変態させるために行うが、その平均冷却速度が１００℃／秒未満では、冷却中にオーステナイト相がフェライト相、ベイナイト相またはパーライト相に変態するため、所定の強度を得ることができない。一方、平均冷却速度が１０００℃／秒を超えると、冷却による鋼板の収縮割れが生じる可能性がある。このため急冷時の平均冷却速度は１００〜１０００℃／秒とする。この冷却は、水焼入れによる急冷を行うことが好ましい。

上記冷却後、マルテンサイト相の焼戻しのために、再加熱して２００〜４００℃の温度範囲で１２０〜１８００秒間保持する焼き戻し処理を行う。この焼戻しはマルテンサイト相を軟質化させ、加工性を向上させる。焼戻し温度が２００℃未満ではマルテンサイト相の軟質化が不十分であり、加工性の向上効果が期待できない。また、焼戻し温度が４００℃を超えると、再加熱のための製造コストが上昇するだけでなく、著しい強度の低下を招き、有用な効果を得ることができない。また、保持時間が１２０秒未満では、保持温度におけるマルテンサイトの軟質化が十分には生じないため、加工性の向上効果が期待できない。一方、保持時間が１８００秒を超えると、マルテンサイトの軟質化が過度に進行することにより強度が著しく低下することに加え、再加熱時間の増加により製造コストが上昇する。

表１に記載の化学成分からなる供試鋼Ａ〜Ｖを真空溶製し、実験用スラブとした後、表２〜表４に記載の条件で熱間圧延し、板厚３．４ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を酸洗処理して表面スケールを除去し、その後、１．４ｍｍ厚まで冷間圧延した。その後、表２〜表４に記載の条件で連続焼鈍および焼戻し処理を施した。なお、各鋼種のＡｃ_１変態点およびＡｃ_３変態点は熱力学計算により求めた。
以上のように得られた鋼板から試験片を採取し、金属組織の観察（測定）と引張試験を実施した。さらに一部の鋼種については、遅れ破壊試験を実施した。それらの結果を表５〜表７に示す。

金属組織の観察（測定）と性能試験は、以下のようにして行った。
（1）金属組織の観察
得られた冷延鋼板から試験片を採取し、圧延方向と平行な断面について鏡面研磨・エッチングを施し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて微細組織を観察・撮影し、焼戻しマルテンサイト相およびフェライト相などの構成相の種類を同定するとともに、画像解析装置を用いて組織写真を２値化することにより、焼戻しマルテンサイト相およびフェライト相の体積率を求めた。また、残留オーステナイト相の体積率は、Ｘ線（Ｍｏ−Ｋα線）測定法により求めた。
（2）引張試験
得られた冷延鋼板から圧延方向と直角にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ−Ｚ−２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性（降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、破断伸び（Ｅｌ））を求めた。

（3）遅れ破壊特性評価試験
圧延方向を長手として切断および端面を研削加工することにより３０ｍｍ×１００ｍｍとした試験片を用い、この試験片を、１８０°曲げにより破壊が生じない所定の曲げ半径で１８０°曲げ加工を施した。この曲げ加工を施した試験片に生じたスプリングバックを、図１に示すようにボルトにより所定量締込み、試験片に応力を負荷した後、２５℃、ｐＨ３のＨＣｌに浸漬し、破壊が生じるまでの時間を最長１００時間まで測定した。１００時間以内に破壊が生じないものを合格とした。

（a）引張試験結果
表１〜表７によれば、本発明の条件に適合した実施例は、引張強度１４７０ＭＰａ以上、破断伸び１２％以上という高い強度・延性バランスが得られている。
焼鈍温度を本発明の範囲外である９００℃で行ったＮｏ．６２，７０，７１では、マルテンサイト単相またはそれに近い金属組織となり、１４７０ＭＰａ以上の高い引張強度は得られているものの、破断伸びは１０％未満と低く、所定の延性が得られていない。

焼入れ開始温度が本発明の範囲よりも低いＮｏ．５７，６０，６１，６３では、組織中に多量のパーライトが生成したことにより、所定の引張強度が得られていない。
焼戻し時間が本発明の範囲よりも長いＮｏ．５８および焼戻し温度が本発明の範囲よりも高いＮｏ．５９では、マルテンサイト相の焼戻しが過度に進行したことにより強度が低下し、破断伸び１２％以上という高い延性を得ることはできているものの、所定の強度は得られていない。

Ｎｏ．６４〜６６はそれぞれＣ、ＳｉおよびＭｎ含有量が本発明の範囲よりも低い例である。Ｃ量が低いＮｏ．６４（金属組織は、ほぼマルテンサイト単相）では、マルテンサイトの硬度不足により所定の強度が得られていない。また、Ｍｎ量が低いＮｏ．６６では、徐冷中に過度のフェライトが析出したことにより、焼き戻しマルテンサイト相の体積率が少なすぎ（フェライト相の体積率が多すぎる）、このため所定の強度を得ることができていない。Ｓｉ量が低いＮｏ．６５（金属組織は、ほぼマルテンサイト単相）では所定の強度は得られているものの、破断伸びが約７％と低い。
一方、Ｎｏ．６８〜７１は、いずれもＣおよびＳｉ濃度が本発明の範囲外であるとともに、金属組織が焼戻しマルテンサイト単相であることから、所定の引張強度を得ることができているが、破断伸びがいずれも１０％未満と低く、強度・延性バランスは本発明に比べて大きく劣る。

（b）耐遅れ破壊特性
本発明の条件に適合した実施例は、遅れ破壊特性評価試験において１００時間以上破壊が生じなかった。しかし、マルテンサイト単相組織を有するＮｏ.６８〜７１ではいずれも４２時間以内に破壊が生じた。また、ＣｒをＭｎ＋１．６Ｃｒ≦２．５を超えて添加したＮｏ．６７では、塩酸浸漬中に粒界上の炭化物を起点とした破壊が生じた。

遅れ破壊特性評価試験で使用した、ボルトにより応力を負荷した遅れ破壊試験片を示す説明図

Claims

Ｃ：０．２０〜０．４０質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．１０質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５質量％、Ｎ：０．００５質量％未満、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、金属組織が体積率で５０〜８０％の焼戻しマルテンサイト相および体積率で２０〜５０％のフェライト相を含むことを特徴とする延性に優れる超高強度冷延鋼板。
さらに、Ｎｂ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性に優れる超高強度冷延鋼板。
さらに、Ｂ：５〜３０質量ｐｐｍを含有す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る超高強度冷延鋼板。
Ｓ：０．００２質量％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか記載の延性に優れる超高強度冷延鋼板。
さらに、Ｃｒ：０．４０〜１．５質量％を、Ｍｎ＋１．６Ｃｒ≦２．５を満足する条件で含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の延性に優れる超高強度冷延鋼板。
引張強度が１４７０ＭＰａ以上、破断伸びが１２％以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の延性に優れる超高強度冷延鋼板。
請求項１〜５のいずれかに記載の化学成分を有する鋼スラブを１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延出側温度８００℃以上の条件で熱間圧延した後、酸洗および冷間圧延し、次いで該冷延鋼板を連続焼鈍する際に、Ａｃ_１変態点〜Ａｃ_３変態点の温度範囲で３０〜１２００秒間保持した後、１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で８００〜６００℃まで冷却し、引き続き１００〜１０００℃／秒の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却し、次いで、再加熱して２００〜４００℃の温度範囲で１２０〜１８００秒間保持する焼き戻し処理を施すことを特徴とする延性に優れる超高強度冷延鋼板の製造方法。