JP2011202195A - 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】連続焼鈍における焼入れ時の鋼板形状の悪化を抑制することによって、高い平坦度を有するマルテンサイト単相組織の超高強度冷延鋼板を得る。
【解決手段】ｍａｓｓ％でＣ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００５％未満、Ｍｎ：１．０〜３．０％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冷間圧延後の鋼板を連続焼鈍して引張強さ９８０ＭＰａ以上の超高強度冷延鋼板を製造する方法において、上記連続焼鈍では、Ａｃ_３変態点以上の均熱温度からＭｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で一次冷却し、上記温度範囲に０．１〜６０秒間保持した後、１００℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで二次冷却することにより、鋼板の平坦度が１０ｍｍ以下である超高強度冷延鋼板とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、主としてプレス加工やロール成形等で製造される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車体構造用部材に用いられる引張強さが９８０ＭＰａ以上の超高強度冷延鋼板とその製造方法に関するものである。

近年、大気中のＣＯ_２濃度の上昇に起因した地球温暖化への配慮から、ＣＯ_２の移動発生源である自動車からのＣＯ_２排出量を削減するため、自動車の燃費改善が強く求められている。自動車の燃費を改善するには車体の軽量化が有効である。しかし、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。そこで、車体軽量化と衝突安全性の確保の両立を図るため、高比強度材料の適用による薄肉化が進められており、最近では引張強さが９８０〜１１８０ＭＰａ級の超高強度薄鋼板がセンターピラーやドアインパクトビームに代表される車体構造用部材に適用されるようになってきている。

しかし、車体軽量化に対する要求はさらに強まりつつあり、１１８０ＭＰａ級よりも高強度の薄鋼板を採用することによって、さらなる車体の軽量化が検討されている。一般に、薄鋼板の強度を高める手段としては、金属組織中にマルテンサイト相を含ませることが有効であり、特に少ない合金成分の添加量で高強度を達成するためには、金属組織をマルテンサイト単相とすることが有効である。そして、このマルテンサイト単相組織鋼板は、省合金成分でありながら、高い降伏比（降伏応力／引張強度）を有し、伸びフランジ性にも優れることから、車体構造用部材として極めて有望視されている。

ところで、マルテンサイト単相組織鋼板は、Ａｃ_３変態点以上の温度で均熱処理してオーステナイト相単相組織とした鋼板を、フェライト相やパーライト相に代表される第二相が生成しない上部臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｓ点以下まで冷却する（以降、この冷却を「焼入れ」とも称する。）ことによって製造されることは一般的に理解されている。

しかし、上記製造方法でマルテンサイト単相組織鋼板を得る場合には、Ａｃ_３変態点以上の高温からの高速冷却に伴う体積収縮と、Ｍｓ点以下まで連続冷却された際に起こるマルテンサイト変態に伴う体積膨張によって、瞬時に鋼板内に不均一な内部応力が発生する。そして、この内部応力が鋼板の降伏応力を超えると、鋼板形状が悪化し、特に板幅方向に顕著な反りが発生するという問題がある。

上記焼入れに伴う鋼板形状の悪化は、連続焼鈍工程における操業性やその後の工程での製造性を害するという問題だけでなく、当該鋼板をプレス成形やロール成形などで車体構造用部材に加工するに際しても、成形ラインでの操業トラブルや製品の寸法精度に悪影響を及ぼす等の問題を引き起こす。そのため、マルテンサイト単相組織鋼板を、自動車車体の構造部材の素材として安定して用いるには、高強度であることの他に、鋼板の平坦度にも優れていることも重要であり、例えば、製品鋼板の幅方向の反り高さは１０ｍｍ以下であることが望まれている。

このような鋼板形状の悪化という問題に対しては、幾つかの改善技術が提案されている。例えば、特許文献１には、引張強さが１４７０ＭＰａ〜１９６０ＭＰａの連続焼鈍後の鋼板の反り高さと、金属組織中のマルテンサイト体積率との関係を調査した結果に基づいて、鋼板の金属組織を体積率で８０〜９７％のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる二相組織とすることによって、所定の機械特性と、優れた鋼板形状を得る技術が開示されている。
また、特許文献２には、連続焼鈍して引張強さが１０４９〜１２４０ＭＰａのマルテンサイト単相組織鋼板とした後、鋼板表面の平均粗さＲａが１．４μｍ以上となるように調質圧延を施すことにより、良好な鋼板形状を得る技術が開示されている。

特許第２５２８３８７号公報 特開２００９−７９２５５号公報

しかしながら、特許文献１の技術では、鋼板組織が、伸びフランジ性等の機械的特性に及ぼす影響については考慮がなされていない。すなわち、上記強度レベルの鋼板では、主相がマルテンサイト相で、微量のフェライト相を含む金属組織とした場合、硬質のマルテンサイト相と軟質なフェライト相との間に大きな硬度差が生じることから、伸びフランジ性が低下することが知られている。また、マルテンサイト相とフェライト相の界面を基点として、水素脆化割れが助長されるおそれもある。

また、特許文献２の技術のように、鋼板形状を調質圧延で矯正する方法は、焼入れ時に発生する鋼板形状の悪化そのものを抑制する技術ではないため、連続焼鈍工程における操業性の改善には繋がらない。また、調質圧延による形状矯正は、例えば引張強さが１３２０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、極めて高い圧延荷重が必要となり、既存の圧延設備では十分な形状矯正効果が得られない。さらに、鋼板の表面粗さの増大は、表面の美麗性が要求される用途には不適であり、しかも、表面粗さの増加に起因した疲労特性の低下も懸念されるという問題点がある。

そこで、本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであって、その目的は、連続焼鈍における焼入れ時の鋼板形状の悪化そのものを抑制することによって、高い平坦度を有する超高強度冷延鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。

発明者らは、従来技術が抱える上記問題点の解決に向けて鋭意研究を重ねた。その結果、焼入れ時の高速冷却に伴う体積収縮とマルテンサイト変態に伴う体積膨張により発生するマルテンサイト単相組織鋼板の形状悪化は、連続焼鈍での焼入れ時における冷却を、均熱温度からＭｓ点直上近傍まで冷却する一次冷却と、Ｍｓ点直上近傍から１００℃以下まで冷却する二次冷却とに分け、その間に鋼板をＭｓ点直上近傍温度に所定の時間保持して鋼板温度を均一化することが有効であることを見出し、本発明を完成させた。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、金属組織がマルテンサイト単相で、引張強さが９８０ＭＰａ以上、鋼板の平坦度が１０ｍｍ以下である超高強度冷延鋼板である。

本発明の超高強度冷延鋼板は、金属組織が焼戻しマルテンサイト単相であることを特徴とする。

また、本発明の超高強度冷延鋼板は、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

また、本発明の超高強度冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｔｉ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．２０ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

また、本発明は、Ｃ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％未満、Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する冷間圧延後の鋼板を連続焼鈍して引張強さ９８０ＭＰａ以上の超高強度冷延鋼板を製造する方法において、上記連続焼鈍では、Ａｃ_３変態点以上の均熱温度から下記（１）式で求められるＭｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で一次冷却し、上記温度範囲に０．１〜６０秒間保持した後、１００℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで二次冷却することを特徴とする超高強度冷延鋼板の製造方法を提案する。
Ｍｓ（℃）＝５５０−３６１×Ｃ−３９×Ｍｎ−３５×Ｖ−２０×Ｃｒ−１７×Ｎｉ−１０×Ｃｕ−５×（Ｍｏ＋Ｗ）＋１５×Ｃｏ＋３０×Ａｌ ・・・（１）
ここで、上記式中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。

また、本発明の超高強度冷延鋼板の製造方法は、二次冷却後、再加熱し、１００〜２５０℃×１２０〜１８００秒の焼戻し処理を施すことを特徴とする。

また、本発明の超高強度冷延鋼板の製造方法は、一次冷却および二次冷却を水冷却で行うことを特徴とする。

また、本発明の製造方法における冷間圧延後の鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｔｉ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．２０ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

本発明によれば、連続焼鈍工程での鋼板焼入れ時に生じる形状の悪化そのものを抑制することができるので、連続焼鈍工程等での製造性の向上のみならず、調質圧延等による形状矯正コストの削減にも大きく寄与する。また、本発明の技術は、調質圧延等での形状矯正が困難と考えられる引張強さが１３２０ＭＰａ以上の超高強度鋼板にも適用できるので、超高強度マルテンサイト単相組織鋼板の用途拡大にも寄与する。さらに、本発明によれば、十分な平坦度を有する超高強度冷延鋼板を安定して得ることができるので、プレス成形やロール成形等で自動車用構造部材を製造する際の製造性の向上や寸法精度等の品質向上にも大きく寄与することができる。

鋼板に発生した最大反り高さを測定する方法を説明する図である。

まず、本発明の基本的技術思想について説明する。
連続焼鈍工程での焼入れ時にマルテンサイト単相組織鋼板に発生する形状悪化は、高速冷却に伴う体積収縮とマルテンサイト変態に伴う体積膨張によって、鋼板内部に不均一な応力が発生することに起因する。一般に、高速冷却に伴う体積収縮およびそれによって発生する応力は、冷却を開始する温度と冷却終了温度との温度差に比例して大きくなると考えられる。一方、マルテンサイト変態に伴う体積膨張は、最終冷却後の金属組織がマルテンサイト単相組織である場合には均一である。したがって、冷却に伴う体積収縮とそれに伴い発生する応力が小さい場合、焼入れによる鋼板形状への影響は、ほぼマルテンサイト変態に伴う一様な体積膨張のみと考えることができ、Ｍｓ点以下の温度域における冷却速度が鋼板形状に及ぼす影響は小さいものと考えられる。

したがって、焼入れ時の体積収縮に伴い鋼板内部に発生する応力を低減するには、冷却開始温度と冷却終了温度との差を小さくすればよいと考えられる。そこで、本発明は、連続焼鈍工程における鋼板の焼入れを、Ａｃ_３変態点以上の均熱温度からＭｓ点直上近傍温度まで冷却する一次冷却後、鋼板温度をＭｓ点直上近傍温度に所定時間保持して鋼板内の温度分布を均一化した上で、Ｍｓ点直上近傍温度から１００℃以下まで冷却する二次冷却し、マルテンサイト変態を起こさせるようにすれば、焼入れ時の体積収縮に伴い発生する応力を最大限に低減できることに想到し、開発したものである。

次に、本発明の超高強度冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％
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、鋼板強度を確保するのに必要な元素である。Ｃが０．０５ｍａｓｓ％未満では、所望の引張強さ（９８０ＭＰａ以上）のマルテンサイト単相組織鋼板を得ることは困難である。一方、Ｃ量が０．４０ｍａｓｓ％を超えると、連続焼鈍工程前の圧延が困難となったり、マルテンサイト変態に伴う変態歪および変態応力が著しく増大し、焼き割れを起こしたりするおそれがあるため、製造上好ましくない。よって、本発明では、Ｃを０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．１５〜０、３０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼板の加工性を害することなく高強度化するのに有効な置換型固溶強化元素である。しかし、ＳｉはＡｃ_３変態点を高温側に移行させる元素でもあるため、過度なＳｉ添加は、焼鈍温度の上昇、ひいては焼鈍コストの上昇を招くため好ましくない。またＳｉを過剰に添加すると、熱間圧延でのスケール生成が顕著になり、最終製品の表面欠陥が増加し、品質上も好ましくない。よって、Ｓｉは２．０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは１．５ｍａｓｓ％以下である。

Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化させて、マルテンサイト組織を得やすくする元素である。しかし、Ｍｎが１．０ｍａｓｓ％未満では、鋼の焼入れ性が十分ではなく、焼鈍時の均熱温度からの冷却中に、フェライト相やパーライト相、ベイナイト相が早期に生成を開始し、本発明が意図するマルテンサイト単相組織を安定して得ることが困難となる。一方、３．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、偏析が顕著となったり、加工性が低下したりするおそれがある。また、耐遅れ破壊特性も低下する。よって、Ｍｎは１．０〜３．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１．５〜２．５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界破壊を助長する元素でもあるので、低いほど望ましい。よって、Ｐは０．０５ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０２ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以下である。なお、溶接性を向上する観点からは、０．００８ｍａｓｓ％以下が望ましい。

Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物となって、耐衝撃特性や耐遅れ破壊特性の低下を誘引するため、極力低い方が望ましい。よって、Ｓの上限は０．０２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。

Ａｌ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％
Ａｌは、製鋼工程において脱酸のために添加される元素であり、十分な脱酸効果を得るためには０．０１ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、過剰に添加すると、鋼板中の介在物が増加し、延性の低下を招く。よって、Ａｌは０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％未満
Ｎは、窒化物を形成する元素である。特に含有量が０．００５ｍａｓｓ％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の低下が大きくなる。よって、Ｎは０．００５ｍａｓｓ％未満に制限する。

本発明の超高強度冷延鋼板は、上記必須元素の他に、目的に応じて、Ｎｂ，Ｔｉ，ＢおよびＣｕを下記の範囲で添加することができる。
Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．１ｍａｓｓ％以下
ＮｂおよびＴｉは、結晶粒を微細化させ、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は、それぞれ０．１ｍａｓｓ％を超えて添加しても、その効果は飽和するため、経済的に好ましくない。よって、ＮｂおよびＴｉを添加する場合には、それぞれ０．１ｍａｓｓ％以下とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｂは、焼入れ性を高めて、鋼板強度を上昇させるのに有効な元素である。しかし、Ｂが０．０００５ｍａｓｓ％未満では、上記強度上昇効果が期待できない。一方、Ｂが０．００３０ｍａｓｓ％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。よって、Ｂを添加する場合には、０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｃｕ：０．２０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、オーステナイト相を安定化させ、マルテンサイト単相組織を得やすくするとともに、腐食環境下で鋼板表層に濃化層を形成することによって、鋼中への水素の侵入を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上する効果がある元素である。しかし、添加量が０．２０ｍａｓｓ％を超えると、これらの効果が飽和するので、Ｃｕは、０．２０ｍａｓｓ％を上限として添加するのが好ましい。

本発明の超高強度冷延鋼板は、上記元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を害しない範囲内であれば、その他の元素の添加を拒むものではない。

次に、本発明の超高強度冷延鋼板の金属組織について説明する。
本発明の超高強度冷延鋼板は、その金属組織が、マルテンサイト単相であることが必要である。ただし、鋼板表面から板厚方向に１０μｍの範囲は、製造過程での脱炭等の影響により、マルテンサイト相が生成しない場合があるので、この範囲は除外する必要がある。なお、鋼板母相組織中には、オーステナイト相が残存する（残留オーステナイト相）ことがあるが、この残留オーステナイト相が体積率にして０．５％未満であれば、マルテンサイト単相組織と見做すことができる。また、鋼板組織中には不可避的に炭化物、窒化物、介在物も存在するが、これらはマルテンサイト単相組織であるか否かを判定する上では評価の対象には含めない。

また、本発明の超高強度冷延鋼板は、焼入れままの金属組織はマルテンサイト単相であるが、二次冷却後、後述する焼戻し処理を施す場合には、焼戻しマルテンサイト単相組織となる。ただし、この場合でも、残留オーステナイト相は体積率にして０．５％未満であることが必要である。

次に、本発明の超高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の超高強度冷延鋼板の製造方法は、以下に述べる連続焼鈍工程に特徴があり、それ以前の工程、すなわち、製鋼工程から冷間圧延工程までについては、従来公知の製造方法を採用することができる。以下、本発明の特徴である連続焼鈍工程の限定理由について説明する。

均熱工程
本発明が意図するマルテンサイト単相組織を得るためには、焼入れ前の鋼板組織をオーステナイト単相とする必要があることから、連続焼鈍における均熱温度はＡｃ_３変態点以上とする必要がある。ここで、Ａｃ_３変態点は、鋼板の化学成分から、「金属熱処理技術便覧 第３版」（金属熱処理技術便覧編集委員会：日刊工業新聞社、（１９６６）、ｐ．１３７）に記載された下記（２）式；
Ａｃ_３（℃）＝９１０−２０３×Ｃ^１／２＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋４００×Ｔｉ ・・・（２）
ここで、上記式中の元素記号は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
を用いて計算することができる。
なお、Ａｃ_３変態点以上に均熱する時間は３０〜１２００秒が好ましく、焼鈍コストを抑制する観点からは３００〜９００秒の範囲がより好ましい。

一次冷却工程
一般に、焼入れ工程における冷却停止温度は可能な限り低温であることが望ましい。しかし、一次冷却停止温度をＭｓ点未満とした場合、急速冷却による体積収縮とマルテンサイト変態による体積膨張のムラに起因した応力が鋼板内部に発生し、形状悪化を引き起こす。そこで、本発明は、冷却に伴う体積収縮に起因して発生する応力を低減するため、焼入れ工程を均熱温度からＭｓ点直上近傍温度まで冷却する一次冷却工程と、上記Ｍｓ点直上近傍から１００℃以下まで冷却する二次冷却工程とに分けて制御することとした。

ここで、一次冷却における冷却停止温度は、Ｍｓ点直上近傍であるＭｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲とする必要がある。Ｍｓ点より低い温度では、マルテンサイト変態が進行し、マルテンサイト変態による体積膨張に起因した応力が発生するため形状悪化を抑制する効果が得られない。一方、Ｍｓ点＋２００℃超えの温度で冷却を停止すると、その後の保持工程において、フェライト相やパーライト相などの第２相が生成するおそれがあること、および、続く二次冷却開始温度が高くなると、二次冷却に伴う体積収縮が大きくなり形状の悪化を招くためである。

なお、Ｍｓ点（マルテンサイト変態開始点）は、鋼板の化学成分から、下記（１）式；
Ｍｓ（℃）＝５５０−３６１×Ｃ−３９×Ｍｎ−３５×Ｖ−２０×Ｃｒ−１７×Ｎｉ−１０×Ｃｕ−５×（Ｍｏ＋Ｗ）＋１５×Ｃｏ＋３０×Ａｌ ・・・（１）
ここで、上記式中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
を用いて計算することができる。

また、上記一次冷却における平均冷却速度は、２０℃／秒以上とする必要がある。２０℃／秒未満の平均冷却速度では、一次冷却停止温度に到達するまでに、フェライト相やパーライト相等の第二相が生成し、マルテンサイト単相組織は得られないからである。

保持工程
上記の一次冷却後の鋼板は、鋼板内の温度を均一化するため、一次冷却停止温度であるＭｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲に０．１〜６０秒間保持する必要がある。この保持工程における保持時間が０．１秒よりも短い場合、鋼板の板厚方向あるいは幅方向での冷却速度の違いに起因する温度ムラが十分には解消されないため、鋼板内の応力低減に十分な効果が得られない。一方、保持時間が６０秒よりも長くなると、保持中にフェライト相やパーライト相、ベイナイト相が生成し、マルテンサイト単相組織が得られなくなる。よって、保持工程における保持時間は０．１〜６０秒の範囲とする。好ましくは２〜３０秒の範囲である。

二次冷却工程
保持工程終了後は、マルテンサイト単相組織を得るために、一次冷却停止温度（Ｍｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃）から１００℃以下までを平均冷却速度１００℃／秒以上で二次冷却を行う必要がある。平均冷却速度が１００℃／秒未満の場合、冷却中にフェライト相やパーライト相、ベイナイト相等の第二相が生成し、マルテンサイト単相組織が得られない。なお、この工程で起こる冷却に伴う体積収縮とマルテンサイト変態に伴う体積膨張とによって発生する応力は、上記一次冷却によりマルテンサイト変態点との温度差を低減し、本工程で発生する体積収縮量を低減していること、および、上記保持工程において鋼板内の温度を均一化し、鋼板幅方向の不均一な応力発生を低減していることにより、最小限に抑えることができる。

上記の焼入れ処理を施した鋼板は、所定の強度と十分な平坦度を兼ね備えているので、そのままでも製品とすることができるが、靭性および加工性を向上するために、必要に応じて、１００〜２５０℃の温度で、１２０〜１８００秒の焼戻し処理を施してもよい。焼戻し温度が１００℃より低い、あるいは焼戻し時間が１２０秒より短いと、焼戻しの効果が十分に得られず、一方、焼戻し温度が２５０℃より高い、あるいは焼戻し時間が１８００秒より長いと、マルテンサイト相の軟質化が過度に進行し、強度が著しく低下することに加えて、製造コストの上昇を招くからである。より好ましい焼戻し条件は、１３０〜２２０℃×３００〜１２００秒の範囲である。焼戻し処理後の冷却は、特に制限はなく、空冷、水冷のいずれでもよい。なお、この焼戻し処理は、連続焼鈍ラインの過時効帯を用いて行うのが好ましい。

連続焼鈍における冷却方法は、均一な冷却と高い冷却速度を実現するためには、水冷却を用いることが望ましいが、ロール冷却やガス冷却、ミスト冷却（気水冷却）等を用いてもよい。また、鋼板温度をＭｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲に保持する方法としては、一次冷却と兼ねて、温度を一次冷却停止温度域に調整した塩浴あるいは金属浴に浸漬する方法としてもよく、あるいは、一次冷却停止後に誘導加熱装置を用いて一次冷却停止温度域に再加熱する方法を用いてもよい。
また、本発明では、連続焼鈍後の鋼板には、形状矯正を目的とする調質圧延を施す必要はないが、鋼板の表面粗度調整や材質調整の観点から、調質圧延を適宜施してもよい。

表１に記載した成分組成を有する鋼種記号Ａ〜Ｓの鋼を溶製し、スラブとし、そのスラブを１２５０℃に加熱後、仕上圧延終了温度を９００℃とする熱間圧延により板厚２．８ｍｍの熱延鋼板とし、巻取温度６５０℃で巻き取った。その後、上記熱延鋼板を酸洗して表面スケールを除去した後、冷間圧延して板厚１．０ｍｍ×板幅８００〜１４００ｍｍの冷延鋼板とした。次いで、上記冷延鋼板を、表２に記載した条件で、均熱後、一次冷却、保持、二次冷却を経て焼入れする連続焼鈍を施し、あるいはさらに焼戻し処理を施し、各種の超高強度冷延鋼板を得た。なお、表１には、各鋼種の化学成分から、先述した（１）式および（２）式で求めたＭｓ点およびＡｃ_３変態点を併記した。

上記のようにして得た各種冷延鋼板について、幅方向の最大反り高さを図１に記載の方法で測定した。具体的には、上記鋼板を定盤上に載置し、鋼板の高さが最も高い位置における定盤から鋼板下面までの距離を測定した。
また、当該鋼板から試験片を採取して、金属組織、引張特性および伸びフランジ特性の評価を下記のようにして行った。
（１）金属組織の観察
上記の各冷延鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な断面を鏡面研磨し、ナイタールエッチングをして金属組織を現出させ、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて微細な金属組織を観察し、マルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相、フェライト相などの構成相の種類を同定するとともに、撮影した組織写真を画像解析装置で２値化することにより、マルテンサイト相と第二相の体積率を求めた。なお、上記冷延鋼板には、残留オーステナイト相が存在する可能性もあるため、発明例の鋼板についてはＸ線（Ｍｏ−Ｋα線）測定により残留オーステナイト相の体積率の測定を試みたが、その存在量はいずれも０．５％未満であり、マルテンサイト単相組織あるいは焼戻しマルテンサイト単相組織と見做せることができた。
（２）引張試験
上記の各冷延鋼板から圧延方向に直角な方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い、０．２％耐力（ＰＳ）、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｅｌ）を測定した。
（３）伸びフランジ特性
伸びフランジ特性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠して穴拡げ試験を行い評価した。すなわち、上記の各冷延鋼板から採取した試験片に１０ｍｍφのポンチ穴を開け、バリが外側になるようにして、頂角６０°の円錐ポンチを用いて、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げ加工を行い、下記式を用いて穴拡げ率λを求めた。
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ_０）／ｄ_０｝×１００
ここで、ｄ_０：初期穴内径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴内径（ｍｍ）

上記の結果を表３に示した。本発明に適合するＮｏ．１〜１３の発明例の鋼板は、いずれもマルテンサイト単相組織（焼戻しマルテンサイト単相組織）が得られており、かつ鋼板に発生した反りの最大反り高さが６ｍｍ以下であり、高い平坦度が得られているのに対して、従来の焼入れ法を実施したＮｏ．１４の比較例では、本発明が意図するマルテンサイト単相組織は得られてはいるものの、反りの最大反り高さが２３ｍｍと大きく、十分な平坦度が得られていない。さらに、本発明例の鋼板は、引張特性や、伸びフランジ特性の指標である穴広げ率λが、従来法で製造したマルテンサイト単相組織鋼板（Ｎｏ．１４）と同等の値を有している。
一方、一次冷却工程の冷却速度が本発明範囲より低いＮｏ．１５では、一次冷却中に全てのオーステナイト相がフェライト相あるいはパーライト相に変態したため、マルテンサイト単相組織が得られていない。同様に、一次冷却停止温度を本発明の範囲よりも高温としたＮｏ．１６では、パーライト相は生成していないものの、オーステナイト相の大部分がフェライト相に変態しており、所定の金属組織が得られていない。また、保持工程における保持時間が本発明の範囲より長いＮｏ．１７では、保持工程中に多量のフェライト相およびパーライト相が生成するために、所定の金属組織が得られていない。また、二次冷却工程における冷却速度を本発明の冷却速度未満としたＮｏ．１８では、一次冷却停止温度からＭｓ点までの冷却中にフェライト相およびパーライト相が生成したため、マルテンサイト単相組織は得られていない。
以上の結果から、本発明のマルテンサイト単相組織鋼板は、従来法で製造したマルテンサイト単相組織鋼板と同等の強度特性および加工特性を有しながらも、優れた平坦度を実現することができることが確認された。

本発明により得られる超高強度マルテンサイト単相組織鋼板は、例えばプレス成形やロール成形により成形される自動車のドアインパクトビームやセンターピラー等の自動車用構造部材を高い生産性および寸法精度で製造することに大きく貢献できるものである。

Claims (8)

1. Ｃ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、金属組織がマルテンサイト単相で、引張強さが９８０ＭＰａ以上、鋼板の平坦度が１０ｍｍ以下である超高強度冷延鋼板。
2. 金属組織が焼戻しマルテンサイト単相であることを特徴とする請求項１に記載の超高強度冷延鋼板。
3. 引張強さが１３２０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の超高強度冷延鋼板。
4. 上記成分組成に加えてさらに、Ｔｉ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．２０ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる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１〜３のいずれか１項に記載の超高強度冷延鋼板。
5. Ｃ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％未満、Ｍｎ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する冷間圧延後の鋼板を連続焼鈍して引張強さ９８０ＭＰａ以上の超高強度冷延鋼板を製造する方法において、上記連続焼鈍では、Ａｃ_３変態点以上の均熱温度から下記（１）式で求められるＭｓ点〜Ｍｓ点＋２００℃の温度範囲まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で一次冷却し、上記温度範囲に０．１〜６０秒間保持した後、１００℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで二次冷却することを特徴とする超高強度冷延鋼板の製造方法。
   Ｍｓ（℃）＝５５０−３６１×Ｃ−３９×Ｍｎ−３５×Ｖ−２０×Ｃｒ−１７×Ｎｉ−１０×Ｃｕ−５×（Ｍｏ＋Ｗ）＋１５×Ｃｏ＋３０×Ａｌ ・・・（１）
   ここで、上記式中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
6. 二次冷却後、再加熱し、１００〜２５０℃×１２０〜１８００秒の焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項５に記載の超高強度冷延鋼板の製造方法。
7. 一次冷却および二次冷却を水冷却で行うことを特徴とする請求項５または６に記載の超高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 上記冷間圧延後の鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｔｉ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．２０ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる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５〜７のいずれか１項に記載の超高強度冷延鋼板の製造方法。

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