JP2013237923A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】７８０ＭＰａ以上の高い強度と優れた延性を併せ持つ高強度高加工性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。
【解決手段】Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．５〜７．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：１．５〜５．０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、ＳｉとＡｌが、Ｓｉ＋２Ａｌ≧６（ｍａｓｓ％）を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で３０％以上のフェライト相と１０％以上の残留オーステナイト相を含む鋼組織を有し、引張強さＴＳと均一伸びＵＥｌとの積（ＴＳ×ＵＥｌ）が２５０００ＭＰａ・％以上である高強度鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は、高い強度と優れた加工性が要求される自動車用鋼板等に用いて好適な、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上かつ延性にも優れる高強度鋼板とその製造方法に関するものである。

近年、地球環境を保護する観点から、二酸化炭素の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。また、衝突時の乗員の安全を確保する観点から、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性の向上も強く求められている。自動車車体の軽量化と安全性向上の要求を同時に満たすためには、剛性を阻害しない範囲で車体部品の素材を高強度化し、板厚を低減することが効果的である。そのため、自動車車体への高強度鋼板の適用が積極的に進められている。

自動車部品の軽量化効果は、使用する素材鋼板が高強度であるほど大きくなる。そのため、自動車業界では、車体用鋼板として、より高強度の鋼板を使用する動向にあり、例えば、骨格構造用としては、ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が使用されるようになってきている。

一方、自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、素材となる鋼板には、高強度であるだけでなく、優れたプレス成形性を有していることが要求される。一般に、鋼板の延性は、高強度化するのに伴って低下するため、高強度鋼板は、プレス時に延性不足に起因して割れが発生し易くなる。

この問題に対応する技術の一つに、残留オーステナイトを活用して変態誘起塑性（ＴＲＩＰ効果）起こさせ、延性の向上を図った低合金ＴＲＩＰ鋼板が開発されている。この鋼板は、加工時に蓄積された歪みによって残留オーステナイトがマルテンサイト変態することによって、高強度と高延性を達成するものである。例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０７〜０．１２％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％を含有する冷延鋼板を７５０〜９００℃の二相共存温度域で焼鈍し、体積分率が３％以上の残留オーステナイトと、フェライトおよびベイナイトを含有する組織からなる成形性に優れる高強度鋼板を得る技術が、また、特許文献２には、Ｃを０．０８％以下、Ｓｉを０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０１％以上、Ａｌ：０．３％以下含有している熱延鋼板を５５０〜８００℃の温度域でアンモニアを含む雰囲気中で処理し、Ｎ：０．０３〜２．０％を含有し、残留オーステナイトの体積率が３〜２０％である加工性に優れた高強度鋼板を得る技術が開示されている。

さらに特許文献３には、Ａｌを活用したＴＲＩＰ鋼板が提案されている。この技術は、微細粒組織を有し、高強度でありながら加工性に優れた冷延鋼板、熱延鋼板を提供するものであり、具体的には、Ｃ：０．０６〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％およびＡｌ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．２０ｍａｓｓ％以下およびＮｂ：０．１０ｍａｓｓ％以下の１種または２種を含有し、（Ｓｉ＋Ａｌ）および（Ｔｉ＋Ｎｂ）を所定量含有し、かつ、体積％でフェライトを７０％以上および残留オーステナイトを３％以上含み、残部がベイナイトおよびマルテンサイトとからなる鋼組織を有するものである。

また、軟質鋼板と硬質鋼板を積層した鋼板を複合することによって、強度−延性バランスを向上させる技術が、特許文献４に提案されている。この技術は、層間の界面剥離強度が高く、強度−延性バランスに優れた複層鋼およびその製造方法を提供するものであり、オーステナイト組織またはフェライト組織を主体とする引張強さＴＳが１２００ＭＰａ未満の鋼からなる第１の層と、マルテンサイト組織を主体とする引張強さＴＳが１２００ＭＰａ以上の鋼からなる第２の層を互いに積層し、第１の層を表層として３層以上を積層一体化した複層鋼において、第１の層と第２の層との界面には、熱間圧延、冷間圧延、熱処理により、第１の層と第２の層が拡散して新たに形成された結晶粒内に、長径が１μｍ以下のＳｉ系酸化物、Ｃｒ系酸化物等の酸化物が列状に並んだ界面結晶組織を形成させるものである。

特開２００１−３２９３４０号公報 特開２００２−０１２９４８号公報 特開２０１１−１４９０６６号公報 特開２００９−２３５４９２号公報

しかしながら、上記特許文献１〜３に提案された鋼板における強度と伸びの関係は、例えば、特許文献１，２の鋼板では、引張強さが５９０〜６９０ＭＰａ級で全伸びが３１〜３９％、特許文献３の鋼板では、引張強さＴＳが６７６〜８９８ＭＰａでＴＳ×Ｅｌが２２０００〜２７８００ＭＰａ・％でしかなく、高強度化による板厚低減効果を十分に享受できる強度−延性バランスを有するものではない。また、特許文献４に提案された鋼板は、鋼板を積層するために、特殊な製造方法が必要となるため、製造コストが高いという問題がある。そこで、従来技術の鋼板を上回る強度−延性バランスに優れる安価な高強度鋼板の開発が望まれている。特に、高強度鋼板のプレス成形では張出成形が重要視されていることから、張出成形性と相関が強い均一伸び（ＵＥｌ）に優れる鋼板の開発が望まれている。

本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、複雑な組織の造り込みや複雑な製造方法を必要とすることがなく、７８０ＭＰａ以上の高い強度と優れた延性を併せ持つ高強度高加工性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、上記の課題を解決するべく鋭意検討を重ねた。その結果、鋼の成分組成、特にＳｉ量とＡｌ量が所定の関係を満たすように調整することによって、大きな製造負荷を掛けることなく鋼板組織が層状組織となり、併せて、高強度かつ強度−延性バランスにも優れる鋼板が得られることを見出し、本発明を開発するに至った。

上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．５〜７．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：１．５〜５．０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、ＳｉとＡｌが下記（１）式；
Ｓｉ＋２Ａｌ≧６ ・・・（１）
（ここで、式中のＳｉ，Ａｌは各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で３０％以上のフェライト相と１０％以上の残留オーステナイト相を含む鋼組織を有し、引張強さＴＳと均一伸びＵＥｌとの積（ＴＳ×ＵＥｌ）が２５０００ＭＰａ・％以上である高強度鋼板である。

本発明の高強度鋼板は、前記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＴｉ：０．４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。

また、本発明は、前記のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、仕上圧延終了温度を８６０℃以上とする熱間圧延し、冷間圧延し、７００〜９００℃の温度で仕上焼鈍し、３００〜６００℃の温度で過時効処理または３００〜５００℃の温度で焼戻し処理を施すことを特徴とする。

本発明によれば、高強度かつ高延性の高強度鋼板を、複雑な製造工程や製造方法によることなく安価に提供することができる。したがって、本発明の鋼板を自動車車体に適用した場合には、従来、プレス成形が困難であった部位への高強度材の適用が可能となるので、これまで以上に自動車車体の軽量化や衝突安全性の向上を図ることが可能となる。

本発明の高強度鋼板の熱延板および冷延板の鋼組織写真である。

まず、本発明の基本的な技術思想について説明する。
本発明は、Ｓｉ含有量（ｍａｓｓ％）とＡｌ含有量（ｍａｓｓ％）が、下記（１）式；
Ｓｉ＋２Ａｌ≧６ ・・・（１）
を満たすよう鋼成分を調整することによって、軟質なフェライト相と、残留オーステナイト相（以降、「残留γ相」とも記す。）を含む硬質な第２相とからなる層状組織を形成させることによって、従来鋼よりも優れた強度−延性バランスを有する高強度鋼板を得るところにある。

ＳｉとＡｌの含有量が、上記（１）式を満たすことで、鋼板組織が層状化する理由については、現時点ではまだ十分に明らかとなっていないが、次のように考えている。
ＳｉとＡｌの含有量が多くなると、Ａ_３変態点が上昇するため、通常の熱間圧延の温度条件では、二相域で圧延することになるため、熱延板が層状組織となり、その層状組織がその後の冷間圧延、仕上焼鈍後でも引き継がれて残存する。また、熱延工程で、高温段階から２相状態であることで、最終的に硬質相となるオーステナイト（γ）相領域にＣやＭｎなどが濃化するだけでなく、γ相領域にＡｌやＳｉがある程度存在することで、仕上焼鈍後に残留オーステナイトを存在させることができる。

図１は、Ｃ：０．１６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：５ｍａｓｓ％およびＡｌ：３ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを、仕上圧延終了温度ＦＤＴを９００℃とする熱間圧延し、６５０℃の温度で巻き取った熱延板（図１（ａ））と、その熱延板を、さらに圧下率が６０％の冷間圧延し、８５０℃の温度で均熱焼鈍後、４００℃で過時効処理を施す連続焼鈍（仕上焼鈍）を施して得た冷延焼鈍板（図１（ｂ））の組織写真である。

ここで、上記冷延焼鈍板は、引張強さＴＳが９３９ＭＰａで、均一伸びＵＥｌが３１．３％で、（ＴＳ×ＵＥｌ）が２９３９１ＭＰａ・％であり、非常に優れた強度と延性を有している。鋼板組織は、熱延板の段階で既に図１（ａ）の写真で白く見えるフェライト相と暗く見える第２相とが層状組織を成している。ここで、上記第２相とは、フェライト相以外の相を意味し、具体的には、残留オーステナイトやベイナイト、マルテンサイト等の相を総称したものである。このような熱延板を冷間圧延し、次いで、仕上焼鈍を施すと、層状組織がそのまま受け継がれて、白いフェライト相と暗色の第２相が層状を成す層状組織となる。ただし、冷延焼鈍板の第２相は、板厚方向に伸びた残留γを含む複雑な形状の第２相組織となる。その結果、あたかも軟質材と硬質材とを重ね合わせたような効果が生まれ、従来鋼よりも優れた強度−延性バランスを有する鋼板を得ることができる。本発明は、上記のように、従来にはない全く新規な知見に基くものである。

次に、本発明の高強度鋼板が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％
本発明の鋼は、Ａｌの含有量が多いため、熱間圧延前に鋼スラブを高温に加熱した段階での鋼は、フェライト（α）とオーステナイト（γ）の２相組織となっている。そのため、スラブ加熱時には、Ｃは、γ相に分配し、Ｍｓ点を低下させて、残留オーステナイト相を形成させるために必要な元素であり、斯かる効果を得るためには０．１０ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、Ｃが０．３０ｍａｓｓ％を超えると、溶接部の強度が上昇して割れが生じ易くなるため好ましくない。よって、Ｃは０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．２５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼の固溶強化能に優れる割に、延性の低下が小さい優れた強化元素であるとともに、Ａｌと同様、残留オーステナイトの形成を促進する元素である。また、前述したように、Ｓｉは、Ａ_３変態点を上昇させるため、熱間圧延を二相域で行うことで、鋼板組織を層状化することを可能とする。さらに、Ｓｉは、仕上焼鈍の冷却過程での炭化物の生成を抑制して、オーステナイト相への炭素の濃化を促進することで、残留γを形成し易くする。これらの効果を得るためには、Ｓｉは１．０ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、Ｓｉを、３．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、熱延板が硬質化し、冷間圧延性を低下するため好ましくない。よって、Ｓｉの含有量は３．０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは１．０〜２．０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：２．５〜７．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の高強度化に寄与するだけでなく、Ｍｓ点を下げる効果がある。また、Ａ_３変態点を低下させる効果があるため、図１に示したような層状組織を形成させるためには、Ａｌ，Ｓｉに応じた添加量が必要となる。そのため、Ｍｎは２．５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、７．０ｍａｓｓ％を超えると、本発明が所期する層状組織が得難くなり、却って硬質化により、強度−延性バランスが低下するようになる。よって、Ｍｎは２．５〜７．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは３．５〜６．０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｐ：０．０８０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、固溶強化能に優れる割に、伸びの低下が小さい元素である。しかし、０．０８０ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接継手の強度を低下させるとともに、溶融亜鉛めっき時の合金化を阻害するようになるので好ましくない。よって、Ｐは０．０８０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以下である。

Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｓは、熱間延性の低下や、表面品質の低下を招く有害元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、Ｓは０．０３ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以下である。

Ａｌ：１．５〜５．０ｍａｓｓ％
Ａｌは、Ｓｉと同様、残留オーステナイトを形成させる元素であり、また、鋼のＡ_３変態点を上昇させて、熱間圧延で層状組織を形成し易くする、本発明における重要元素である。このような効果を得るためには、１．５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、５．０ｍａｓｓ％を超える添加は、介在物起因の表面欠陥を引き起こしたり、炭化物が生成して、硬質相中の残留オーステナイト量を低下させたりするだけでなく、合金コストの上昇を招く。よって、Ａｌは１．５〜５．０ｍａｓｓ％の範囲で添加する。好ましくは２．０〜３．５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｎは、鋼の時効を引き起こす有害元素であり、極力低減することが望ましいが、０．００５ｍａｓｓ％以下であれば許容できる。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。

本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を満たすことの他に、ＳｉとＡｌの含有量（ｍａｓｓ％）が、下記の（１）式；
Ｓｉ＋２Ａｌ≧６ ・・・（１）
を満たすことが必要である。

ここで、上記（１）式は、ＳｉとＡｉのＡ_３変態点を上昇させる効果を重み付けして表わしたものである。すなわち、上記（１）式は、ＳｉとＡｌは、いずれもＡ_３変態点を上昇させるとともに、残留オーステナイトの形成を促進する元素であるが、（Ｓｉ＋２Ａｌ）の値が６ｍａｓｓ％より小さいと、Ａ_３変態点の上昇量が少なく、熱間圧延で層状組織としたり、硬質相中の残留オーステナイト量を後述する所定量確保したりすることが困難となり、本発明が所期する強度−延性のバランスが得られなくなることを示している。

本発明の高強度鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＴｉ：０．４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することができる。
ＮｂおよびＴｉは、いずれもＣやＮと結合し、微細析出物を形成して析出強化に寄与する。また、結晶粒の微細化効果や、焼鈍時における結晶粒の粗大化防止効果を有している。上記効果を得るためには、Ｎｂ，Ｔｉは単独または合計で０．０１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。しかし、それぞれの元素を、０．４ｍａｓｓ％を超えて添加すると、延性の低下を招くだけでなく、合金コストの上昇を招く。よって、Ｎｂ，Ｔｉは、それぞれ０．４ｍａｓｓ％以下の範囲で添加することが好ましい。
なお、本発明の鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織および強度特性について説明する。
本発明の鋼板は、優れた強度−延性バランスを有するためには、上記成分組成を満たすことに加えてさらに、その鋼組織が、体積分率で３０％以上のフェライト相と、１０％以上の残留オーステナイト相を含む第２相からなる層状組織（図１（ｂ）参照）であることが必要である。このような層状組織は、前述した成分組成を有する鋼スラブを２相域で熱間圧延することで得ることができるが、その他に特別な製造条件を必要としない。なお、上記したフェライト相および残留オーステナイト相以外の残部組織は、ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトのいずれか１種以上からなる。

ここで、本発明において、残留オーステナイトを体積分率で１０％以上とする理由は、優れた強度−延性バランスを得るためである。また、フェライト相を３０％以上とする理由は、上記残留オーステナイトの体積分率を確保するためには、最終的に硬質相（第２相）となる領域への合金元素の濃化を促進し、特殊な製造条件を用いることなく、残留オーステナイトを１０％以上確保するためである。

なお、フェライト相の体積分率は、例えば、鋼板断面を研磨した後、ナイタール液などで腐食して、鋼組織を現出させた後、光学顕微鏡等で撮影した組織写真等から、ポイントカウント法や画像解析処理等で求めることができる。
また、オーステナイト相の体積分率は、Ｘ線回折法、飽和磁化法等で求めることができる。

上記成分組成と鋼組織を有する本発明の高強度鋼板は、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上で、かつ、上記引張強さＴＳと均一伸びＵＥｌの積（ＴＳ×ＵＥｌ）で定義される強度−延性バランスが２５０００ＭＰａ・％以上の優れた特性を有する。ここで、上記均一伸びＵＥｌは、引張試験で公称応力、公称歪曲線を採取した際、引張荷重が最高となるとき、すなわち、引張強さＴＳとなるときの歪量である。

次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、前述した本発明に適合する成分組成に調整した鋼スラブ（鋼素材）とする工程と、その鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、その熱延板を圧延して最終板厚の冷延板とする冷間圧延工程と、その冷延板に再結晶させ、所期した鋼組織と機械的特性を付与する仕上焼鈍工程を経て製造することができる。

＜鋼スラブ（鋼素材）＞
本発明の高強度鋼板の製造に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成の鋼を転炉等を用いて溶製した後、連続鋳造法や造塊−分塊圧延法で製造するが、マクロ偏析を防止する観点からは、連続鋳造法を用いることが好ましい。また、薄スラブ鋳造法を用いてもよい。

＜熱間圧延工程＞
上記鋼スラブを熱間圧延するに際しては、熱間仕上圧延の終了温度を確保するため、鋼スラブを所定の温度にする必要があるが、その方法としては、鋼スラブを一旦室温まで冷却して冷片とした後、再加熱する従来法の他に、室温まで冷却せずに温片で加熱炉に装入し、軽度の再加熱後に熱間圧延する温片装入法、連続鋳造等で鋼スラブとした後、熱片状態のまま直ちに熱間圧延する直接圧延法などの省エネルギープロセスを用いてもよい。

なお、鋼スラブを再加熱する場合の加熱温度は、１１００〜１３００℃の範囲とするのが好ましい。１１００℃未満では、熱間圧延における圧延荷重が増大し、圧延トラブルを引き起こすおそれがある。一方、１３００℃を超えるとの、加熱コストの上昇やスケールロスの増大を招くため好ましくない。

上記温度に再加熱した鋼スラブまたは連続鋳造直後の鋼スラブは、その後、粗圧延してシートバーとした後、仕上圧延して所定の板厚に仕上げる熱間圧延して熱延板とする。
上記粗圧延の条件は、特に制限はなく、常法に従って行えばよい。また、スラブの再加熱温度を低くしたり、熱間圧延時のトラブルを防止したりする観点から、シートバーを誘導加熱等で加熱することができるシートバーヒーターを適用してもよい。

上記仕上圧延は、仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）を８６０℃以上として行う必要がある。成分組成を上述した範囲に調整した本発明の鋼板は、熱間圧延前のスラブ加熱段階から２相組織となっており、仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）を８６０℃以上とすることで、２相域で熱間圧延し、層状組織を形成することができる。また、８６０℃以上とすることで圧延荷重が増大するのを抑制することもできる。しかし、ＦＤＴが９８０℃を超えると、熱延板組織が粗大化し、伸びなどの機械的特性が低下するようになる。よって、ＦＤＴは８６０〜９８０℃の範囲とするのが好ましい。

なお、上記仕上圧延は、圧延荷重を低減したり、鋼板形状の均一化や材質の均質化したりするため、一部のパスまたは全パスを潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延する際の摩擦係数は、０．１０〜０．２５の範囲とするのが好ましい。

また、上記熱間圧延は、材質の均一性向上や操業安定性の観点から、先行のシートバーと後行のシートバーとを接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスを適用してもよい。

熱間圧延した熱延板はコイル形状に巻き取るが、この際の巻取温度（ＣＴ）は、特に制限はないが、２００〜７５０℃の範囲とするのが好ましい。２００℃未満では、鋼板の形状が不安定となり、巻き取り時に不具合を生じるおそれがある。一方、７５０℃を超えると、コイルの圧着が生じたり、脱スケール性が劣るようになるので好ましくない。

上記熱延板は、その後、必要に応じて、常法で酸洗して脱スケールした後、冷間圧延して最終板厚の冷延板とする。この冷間圧延の圧下率は４０％以上とすることが好ましい。圧下率が４０％に満たないと、仕上焼鈍後の鋼板組織が粗粒となり、強度−延性バランスが低下するおそれがあるので好ましくない。より好ましくは５０％以上である。一方、圧下率が９０％を超えると、圧延ロールの負荷が増大し、チャタリングや板破断等の圧延トラブルを引き起こすようになる。

上記冷間圧延した鋼板は、その後、所定の鋼組織と強度を確保するための仕上焼鈍を施す。この仕上焼鈍は、生産性を高める観点から、連続焼鈍とするのが好ましい。仕上焼鈍における均熱温度は、圧延組織を再結晶させると共に、均熱時の鋼板組織をフェライト−オーステナイトの２相状態とし、熱延板における層状組織をそのまま維持するため、７００℃以上とする必要がある。一方、均熱温度が９００℃を超えると、結晶粒が粗大化したり、焼鈍炉が損傷したりするので好ましくない。よって、均熱温度は７００〜９００℃の範囲とする。

均熱焼鈍後の鋼板は、冷却して製品板（高強度鋼板）とする。この際の冷却速度は、特に制限はなく、設備の冷却能力に応じて冷却すればよく、空冷でも構わない。
なお、鋼中の固溶Ｃを低減する等により、強度−延性バランスを向上させる観点から、上記冷却に引続いて、３００〜６００℃の温度に５〜１０００秒間保持する過時効処理を施したり、あるいは、別途、３００〜５００℃の温度に５〜１０００秒間保持する焼戻し処理を施したりしてもよい。

上記のようにして得た高強度鋼板は、そのまま製品としてもよいし、その後、溶融めっきや電気めっき等のめっき処理を施して、表面処理鋼板としてもよい。
例えば、めっき処理として、自動車用鋼板等に広く用いられる溶融亜鉛めっきを施す場合には、連続溶融亜鉛めっきライン前段の連続焼鈍炉で、上記の均熱・冷却あるいはさらに過時効処理を行った後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよい。さらに、その後、合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。なお、上記均熱・冷却あるいはさらに過時効処理する連続焼鈍工程と、めっき処理工程を分離し、それぞれ別のラインで行ってもよい。
なお、上記めっき処理は、純亜鉛および亜鉛系合金めっきに限定されるものではなく、ＡｌやＡｌ系合金めっきなどでもよい。また、めっき方法も、溶融めっきに限定されるものではなく、電気めっき等他の方法でもよい。

また、上記焼鈍後の鋼板あるいはめっき処理した鋼板は、その後、形状矯正や表面粗度調整、機械的特性改善等の目的で、調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。この際の調質圧延やレベラー加工における伸び率は、合計で０．２〜３％の範囲内とするのが好ましい。０．２％未満では、形状矯正等の所期の目的が達成できず、一方、３％を超えると、顕著な延性低下を招くようになるからである。

表１に示す成分組成を有するＡ〜Ｈの鋼を、転炉等を用いて溶製し、連続鋳造して鋼スラブとした後、当該鋼スラブを１２５０℃に加熱し、粗圧延してシートバーとし、仕上圧延温度ＦＤＴを９００℃とする仕上圧延し、５００℃の温度で巻き取って熱延板コイルとし、酸洗し、圧下率６５％の冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延板とした。
次いで、上記冷延板から試験片を採取し、連続焼鈍ラインを模擬した直接通電炉を用いて、表２に示す条件で均熱焼鈍後、１５℃／ｓｅｃで３００℃まで冷却し、過時効処理し、または、１５℃／ｓｅｃで室温まで冷却し、焼戻し処理した後、伸び率０．５％の調質圧延を施した。

斯くして得た冷延焼鈍板について、鋼板組織および引張特性を下記の要領で調査した。
＜鋼板組織＞
・フェライト相：上記冷延焼鈍板から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール液で腐食し、鋼組織を現出させた後、光学顕微鏡を用いて４００倍で鋼組織を撮像し、画像処理して白色部の面積率を求め、その面積率をフェライト相の体積分率とした。
・残留オーステナイト相：上記冷延焼鈍板から試験片を採取し、Ｘ線回折法により残留オーステナイト相の体積率を測定した。γ相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝の４面、α相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝の３面の積分強度をそれぞれ測定し、γ分率の平均値を求め、オーステナイト相の体積率とした。
＜引張特性＞
上記冷延焼鈍板から、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）および均一伸び（ＵＥｌ）を測定し、（ＴＳ×ＵＥＬ）および（ＴＳ×Ｅｌ）で表される強度−延性バランスを求めた。

上記測定の結果を表２中に併記した。表１および表２から、本発明に適合する発明例の鋼板は、いずれも引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上でかつ（ＴＳ×ＵＥｌ）が２５０００ＭＰａ・％以上の優れた強度−延性バランスを有していることがわかる。
これに対して、本発明の範囲を外れる条件で製造した比較例の鋼板は、引張強さＴＳは十分高いものの、均一伸びＵＥｌが極端に低く、その結果、（ＴＳ×ＵＥｌ）が２４０００ＭＰａ・％未満でしかない。

本発明の鋼板は、ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、（ＴＳ×ＵＥｌ）が２５０００ＭＰａ・％以上の優れた強度−延性バランスを有しているので、自動車車体用に限らず、同様の特性が求められるパイプ素材等としても用いることができる。

Claims (3)

1. Ｃ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．５〜７．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０８０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：１．５〜５．０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、ＳｉとＡｌが下記（１）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   体積分率で３０％以上のフェライト相と１０％以上の残留オーステナイト相を含む鋼組織を有し、
   引張強さＴＳと均一伸びＵＥｌとの積（ＴＳ×ＵＥｌ）が２５０００ＭＰａ・％以上である高強度鋼板。
   記
   Ｓｉ＋２Ａｌ≧６ ・・・（１）
   （ここで、式中のＳｉ，Ａｌは各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。）
2. 前記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＴｉ：０．４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を、仕上圧延終了温度を８６０℃以上とする熱間圧延し、冷間圧延し、７００〜９００℃の温度で仕上焼鈍し、３００〜６００℃の温度で過時効処理または３００〜５００℃の温度で焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板の製造方法。

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