JP2018204058A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、ＬＤＲおよび穴広げ率（λ）が何れも高いレベルにある高強度鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】特定の成分組成を有し、鋼組織が、フェライト分率が５％以下であり、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が６０％以上であり、残留オーステナイト量が１０％以上であり、ＭＡの平均サイズが１．０μｍ以下であり、残留オーステナイトの平均サイズが１．０μｍ以下であり、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイト量の２％以上であり、鋼板中の固溶窒素量が０．００２質量％以下である高強度鋼板である。【選択図】図１

Description

本発明は、自動車部品をはじめとする各種の用途に使用可能な高強度鋼板に関する。

自動車用部品（例えば骨格部品）等に供される鋼板（例えば、冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等）は、車体軽量化により燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化及び部品強度確保を達成するために鋼板の高強度化が求められている。その一方で、そのような鋼板は、複雑な形状の部品に成形するために、優れた加工性も要求されている。特許文献１は９８０〜１１８０ＭＰａの引張強さを有し、かつ良好な深絞り性を示す高強度鋼板を開示している。

特開２００９−２０３５４８号公報

しかし、自動車用部品をはじめとする各種用途において、高い引張強度（ＴＳ）、優れた全伸び（ＥＬ）および優れた深絞り性（ＬＤＲ）を有するだけでなく、さらに優れた強度延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）、高い降伏比（ＹＲ）および優れた穴広げ率（λ）を有することが求められている。
引張強度、強度延性バランス、降伏比、深絞り特性および穴広げ率それぞれについて、具体的には、以下のことが求められている。

引張強度については、９８０ＭＰａ以上であることが求められている。さらに引張強度については、溶接部においても十分な値を有することが求められている。具体的には、スポット溶接部の十字引張強度は６ｋＮ以上であることが求められている。
また、使用中に負荷できる応力を高くするためには、高い引張強度（ＴＳ）に加えて高い降伏強度（ＹＳ）を有する必要がある。また、衝突安全性等を確保する観点から、鋼板の降伏強度を高めることも必要である。このため、具体的には０．７５以上の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が求められている。

強度延性バランスについては、ＴＳと全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）が２００００ＭＰａ％以上であることが求められている。さらに部品成形時の成形性を確保するために、深絞り性を示すＬＤＲが２．０５以上であること、および穴広げ性を示す穴広げ率λが３０％以上であることも求められている。また、自動車用鋼板の基本性能としてスポット溶接部の継手強度も求められる。

しかし、特許文献１が開示する高強度鋼板では、これらの要求全てを満足することは困難であり、これらの要求全てを満足できる高強度鋼板が求められていた。

本発明はこのような要求に応えるためになされたものであって、引張強度（ＴＳ）、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、深絞り性（ＬＤＲ）および穴広げ率（λ）が何れも高いレベルにある高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の態様１は、
Ｃ ：０．１５質量％〜０．３５質量％、
ＳｉとＡｌの合計：０．５質量％〜３．０質量％、
Ａｌ：０．０１質量％以上、
Ｎ ：０．０１質量％以下、
Ｍｎ：１．０質量％〜４．０質量％、
Ｐ ：０．０５質量％以下、
Ｓ ：０．０１質量％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
鋼組織が、
フェライト分率が５％以下であり、
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が６０％以上であり、
残留オーステナイト量が１０％以上であり、
ＭＡの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
残留オーステナイトの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイト量の２％以上であり、
鋼板中の固溶窒素量が０．００２質量％以下である高強度鋼板である。

本発明の態様２は、Ｃ量が０．３０質量％以下である態様１に記載の高強度鋼板である。

本発明の態様３は、Ａｌ量が０．１０質量％未満である態様１または２に記載の高強度鋼板である。

本発明の態様４は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの１種以上を更に含み、
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの合計含有量が１．０質量％以下である態様１〜３のいずれか１つに記載の高強度鋼板である。

本発明の態様５は、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＺｒおよびＨｆの１種以上を更に含み、
Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＺｒおよびＨｆの合計含有量が０．２質量％以下である態様１〜４のいずれか１つに記載の高強度鋼板である。

本発明の態様６は、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種以上を更に含み、
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計含有量が０．０１質量％以下である態様１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板である。

本発明の態様７は、上記態様１〜６のいずれか１つの態様に記載の成分組成を有する熱延鋼板を用意することと、
前記熱延鋼板を、４５０℃〜Ａｅ_１点の温度で、１０分〜３０時間の予備焼鈍を行うことと、
予備焼鈍後、冷間圧延を施して冷延鋼板を得ることと、
前記冷延鋼板をＡｃ_３点以上の温度に加熱しオーステナイト化することと、
前記オーステナイト化後、６５０℃〜５００℃の間を平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却し、３００℃〜５００℃の範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させることと、
前記滞留の後、３００℃以上の温度から１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することと、
前記冷却停止温度から３００℃〜５００℃範囲にある再加熱温度まで加熱することと、
を含む、高強度鋼板の製造方法である。

本発明の態様８は、前記滞留が３００℃〜５００℃の範囲内の一定温度で保持することを含む態様７に記載の製造方法である。

本発明によれば、引張強度（ＴＳ）、溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）、降伏比（ＹＲ）、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、深絞り性（ＬＤＲ）および穴広げ率（λ）が何れも高いレベルにある高強度鋼板およびその製造方法を提供することができる。

図１は本発明に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ冷間圧延後の熱処理を説明するダイアグラムである。

本発明者らは鋭意検討した結果、所定の成分を有する鋼において、鋼組織（金属組織）を、フェライト分率：５％以下、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率：６０％以上、残留オーステナイト量：１０％以上、残留オーステナイトの平均サイズ：１．０μｍ以下、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト：全残留オーステナイト量の２％以上、および鋼板中の固溶窒素量：０．００２質量％以下とすることで、引張強度（ＴＳ）、溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）、降伏比（ＹＲ）、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、ＬＤＲおよび穴広げ率（λ）が何れも高いレベルにある高強度鋼板を得ることができることを見いだしたのである。

１．鋼組織および固溶窒素量
以下に本発明の高強度鋼板の鋼組織および固溶窒素量の詳細を説明する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。

（１）フェライト分率：５％以下
フェライトは、一般的に加工性に優れるものの、強度が低いという問題を有する。その結果、フェライト量が多いと降伏比が低下する。このため、フェライト分率を５％以下（５体積％以下）とした。
フェライト分率は好ましくは３％以下、さらに好ましくは０％である。
フェライト分率は光学顕微鏡で観察し、白い領域を点算法で測定することにより求めることができる。すなわち、このような方法により、フェライト分率を面積比（面積％）で求めることができる。そして、面積比で求めた値をそのまま体積比（体積％）の値として用いてよい。

（２）焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率：６０％以上
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率を６０％以上（６０体積％以上）とすることで高強度と高い穴広げ性を両立できる。焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率は好ましくは７０％以上である。
焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイト量（合計分率）は、ナイタール腐食を行った断面のＳＥＭ観察を行い、ＭＡ（すなわち、残留オーステナイトと焼入れたままのマルテンサイトの合計）の分率を測定し、鋼組織全体から上述のフェライト分率とＭＡ分率を引くことにより求めることができる。

（３）残留オーステナイト量：１０％以上
残留オーステナイトは、プレス加工等の加工中に加工誘起変態によってマルテサイトに変態するＴＲＩＰ現象を生じ、大きな伸びを得ることができる。また、形成されるマルテンサイトは高い硬度を有する。このため、優れた強度−延性バランスを得ることができる。残留オーステナイト量を１０％以上（１０体積％以上）とすることでＴＳ×ＥＬが２００００ＭＰａ％以上と優れた強度−延性バランスを実現できる。
残留オーステナイト量は好ましくは１５％以上である。

本発明の高強度鋼板では、残留オーステナイトの多くは、ＭＡの形態で存在する。ＭＡとは、martensite-austenite constituentの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体（複合組織）である。
残留オーステナイト量は、Ｘ線回折によりフェライト（Ｘ線回折ではベイナイト、焼き戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび未焼戻しのマルテンサイトを含む）とオーステナイトの回折強度比を求めて算出することにより得ることができる。Ｘ線源としてはＣｏ−Ｋα線を用いることができる。

（４）ＭＡの平均サイズ：１．０μｍ以下
ＭＡは硬質相であり、変形時に母相／硬質相界面近傍がボイド形成サイトとして働く。ＭＡサイズが粗大になるほど、母相／硬質相界面への歪集中が起こり、母相／硬質相界面近傍に形成されたボイドを起点とした破壊を生じ易くなる。
このため、ＭＡサイズ、とりわけＭＡ平均サイズを１．０μｍ以下と微細にし、破壊を抑制することで穴広げ率λを向上させることができる。ＭＡの平均サイズは好ましくは０．８μｍ以下である。
ＭＡの平均サイズは、ナイタール腐食した断面をＳＥＭにより３０００倍以上で３視野以上観察し、写真中の任意の位置に合計２００μｍ以上の直線を引き、その直線とＭＡが交わる切片長を測定し、それら切片長の平均値を算出することで求めることができる。
なお、直線を引く際には１本あたり少なくとも２０μｍ以上とする。

（５）残留オーステナイトの平均サイズ：１．０μｍ以下、およびサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト：全残留オーステナイト量の２％以上
残留オーステナイトの平均サイズを１．０μｍとし、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに占める比率（体積比）を２％以上とすることで、優れた深絞り性が得られることを見いだした。

深絞り成形時に形成されるたて壁部の引張応力に対してフランジ部の流入応力の方が小さいと、絞り成形が容易に進行することになり、良好な深絞り性が得られる。フランジ部の変形挙動は盤面方向、円周から圧縮応力が強くかかるため、等方的な圧縮応力が付与された状態で変形することとなる。一方、マルテンサイト変態は体積膨張を伴うため、等方的な圧縮応力下ではマルテンサイト変態は起こりにくくなる。よって、フランジ部での残留オーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態が抑制されて加工硬化が小さくなる。
この結果、深絞り性が改善される。残留オーステナイトのサイズが大きいほど、マルテンサイト変態を抑制する効果が大きく発現する。

また、深絞り成形により形成されるたて壁部の引張応力を高めるためには、変形中に高い加工硬化率を持続させることが必要である。比較的低い応力下で容易に加工誘起変態する不安定な残留オーステナイトと高い応力下でないと加工誘起変態を起こさない安定な残留オーステナイトとを混在させて、広い応力範囲に亘って加工誘起変態を起こさせることで変形中に高い加工硬化率を持続させることができる。そのために粗大で不安定な残留オーステナイトと微細で安定な残留オーステナイトとをそれぞれ所定量含むような鋼組織を得ることを検討した。そして、本発明者らは、残留オーステナイトの平均サイズを１．０μｍとし、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量の全残留オーステナイト量に占める比率（体積比）を２％以上とすることで、変形中に高い加工硬化率を持続させ、優れた深絞り性（ＬＤＲ）を得ることができることを見いだした。

また、上述のように、残留オーステナイトが加工誘起変態する際にＴＲＩＰ現象を生じ大きな伸びを得ることができる。一方で、加工誘起変態により形成されたマルテンサイト組織は硬く破壊の起点として作用する。より大きなマルテンサイト組織ほど破壊の起点となりやすい。残留オーステナイトの平均サイズを１．０μｍ以下として、加工誘起変態により形成されるマルテンサイトの大きさを小さくすることで破壊を抑制する効果も得ることができる。

残留オーステナイトの平均サイズおよびサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量の全オーステナイト量に占める比率は、ＳＥＭを用いた結晶解析手法であるＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction Patterns）法を用いてＰｈａｓｅマップを作成することにより求めることができる。得られたＰｈａｓｅマップから、個々のオーステナイト相（残留オーステナイト）の面積を求め、その面積から個々のオーステナイト相の円相当径（直径）を求め、求めた直径の平均値を残留オーステナイトの平均サイズとする。また、円相当径が１．５μｍ以上のオーステナイト相の面積を積算し、オーステナイト相の総面積に対する比率を求めることにより、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率を得ることができる。なお、このようにして求めたサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率は面積比であるが、体積比と等価である。

（６）鋼板中の固溶窒素量が０．００２質量％以下
発明者らは、鋼板中の固溶窒素が伸びフランジ性（穴広げ性）に影響することを見いだした。鋼板中の固溶窒素量を０．００２質量％以下に低減することにより、伸びフランジ性（穴広げ性）を向上することができる。
鋼板中の固溶窒素量については、化学成分分析にて鋼板中の全窒素量を求め、化合物型窒素量との差分を「固溶窒素量」とした。化合物型窒素量は、鋼板を電解抽出した後の電解液を０．１μｍの孔径のフィルターを用いて濾過し、フィルター上に残った残渣をインドフェノール青吸光光度法で測定することによって求めた。固溶窒素量は、好ましくは０．００２質量％以下、さらに好ましくは０．００１５質量％以下ある。

（７）その他の鋼組織：
本明細書においては、前記したフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよび残留オーステナイト以外の鋼組織は特に規定していない。しかしながら、フェライト等の鋼組織以外にも、パーライト、焼き戻されていないベイナイトおよび焼き戻されていないマルテンサイトなどが存在することがある。フェライト等の鋼組織が、前述した組織条件を満たしていれば、パーライト等が存在しても、本発明の効果は発揮される。

２．成分組成
以下に本発明に係る高強度鋼板の組成について説明する。まず、基本となる元素について説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
なお、成分組成について単位の％表示は、すべて質量％を意味する。

（１）Ｃ：０．１０〜０．３５％
Ｃは所望の組織を得て、高い（ＴＳ×ＥＬ）等の特性を確保するために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．１０％以上添加する必要がある。ただし、０．３５％超は溶接に適さず、十分な溶接強度を得ることができない。Ｃ量は、好ましくは０．１３％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。また、好ましくは０．３０％以下である。Ｃ量が０．３０％以下だとより容易に溶接することができる。

（２）ＳｉとＡｌの合計：０．５〜３．０％
ＳｉとＡｌは、それぞれ、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの形成を促進する働きを有する。このような作用を有効に発揮させるためにはＳｉとＡｌを合計で０．５％以上添加する必要がある。ただし、ＳｉとＡｌの合計が３．０％を超えると、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織であるＭＡが粗大になるために穴広げ率が劣化する。好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。また、好ましくは２．５以下、さらに好ましくは２．０％以下である。

（３）Ａｌ：０．０１％以上
Ａｌは、脱酸元素として機能する程度の添加量、すなわち０．０１％以上添加する。Ａｌは、０．１０質量％未満であってもよく、また、例えばセメンタイトの形成を抑制し、残留オーステナイト量を増加させる目的等ために０．７％以上のようなより多くの量を添加してもよい。

（４）Ｍｎ：１．０〜４．０％
Ｍｎはフェライトの形成を抑制する。このような作用を有効に発揮させるためには１．０％以上添加する必要がある。ただし、４．０％を超えるとベイナイト変態が抑制されるために比較的粗大な残留オーステナイトを形成することができない。そのため深絞り性を改善させることができない。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．５％以上、さらに好ましくは２．０％以上である。また、好ましくは３．５％以下である。

（５）Ｐ：０．０５％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在する。０．０５％を超えたＰが存在するとＥＬおよびλが劣化する。このため、Ｐの含有量は０．０５％以下（０％を含む）とする。好ましくは、０．０３％以下（０％を含む）である。

（６）Ｓ：０．０１％以下
Ｓは不純物元素として不可避的に存在する。０．０１％を超えたＳが存在するとＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となってλを低下させる。このため、Ｓの含有量は０．０１％以下（０％を含む）とする。好ましくは、０．００５％以下（０％を含む）である。

（７）Ｎ：０．０１％以下
Ｎの含有量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える。よってＮ量は、０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。尚、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎの含有は通常０．００１％以上となる。

（８）残部
好ましい１つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。

しかし、本発明はこの実施形態の組成に限定されるものではない。本発明の高強度鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。

（９）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの１種以上：合計含有量１．０％以下
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であるとともに、残留オーステナイトを安定化して所定量確保するのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素は合計量で０．００１％以上、さらには０．０１％以上含有させることが好ましい。ただし、これらの元素を過剰に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ので、これらの元素は合計量で１．０％以下、さらには０．５％以下とするのが好ましい。

（１０）Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＺｒおよびＨｆの１種以上：合計含有量０．２％以下
これらの元素は、析出強化および組織微細化の効果があり、高強度化に有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素を合計量で０．０１％以上、さらには０．０２％以上含有させることが好ましい。ただし、これらの元素を過剰に含有させても、上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、これらの元素は合計量で０．２％以下、さらには０．１％以下とするのが好ましい。

（１１）Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種以上：合計含有量０．０１％以下
これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、これらの元素を合計量で０．００１％以上、さらには０．００２％以上含有させることが好ましい。ただし、これらの元素を過剰に含有させても、上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、これらの元素は合計量で０．０１％以下、さらには０．００５％以下とするのが好ましい。

３．特性
上述のように本発明の高強度鋼板は、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、ＬＤＲ、λおよびＳＷ十字引張が何れも高いレベルにある。本発明の高強度鋼板のこれらの特性について以下に詳述する。

（１）引張強度（ＴＳ）
９８０ＭＰａ以上のＴＳを有する。これにより十分な強度を確保できる。

（２）降伏比（ＹＲ）
０．７５以上の降伏比を有する。これにより上述の高い引張強度と相まって高い降伏強度を実現でき、深絞り加工等の加工により得た最終製品を高い応力下で使用することができる。好ましくは、０．８０以上の降伏比を有する。

（３）ＴＳと全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）
ＴＳ×ＥＬが２００００ＭＰａ％以上である。２００００ＭＰａ％以上のＴＳ×ＥＬを有することで、高い強度と高い延性とを同時に有する、高いレベルの強度延性バランスを得ることができる。好ましくは、ＴＳ×ＥＬは２３０００ＭＰａ％以上である。

（４）深絞り性（ＬＤＲ）
ＬＤＲは深絞り性の評価に用いられている指標である。円筒絞り成形において、得られる円筒の直径をｄとし、１回の深絞り加工で破断を生じずに円筒を得ることができる円盤状の鋼板（ブランク）の最大直径をＤとしたとき、Ｄ／ｄをＬＤＲ(Limiting Drawing Ratio)という。より詳細には、板厚１．４ｍｍで各種直径を有する円盤状の試料を、パンチ径５０ｍｍ、パンチ角半径６ｍｍ、ダイ径５５．２ｍｍ、ダイ角半径８ｍｍの金型で円筒深絞りを行い、破断することなく絞り抜けた円盤状試料の試料直径のうち最大の試料直径（最大直径Ｄ）を求めることによりＬＤＲを求めることができる。

本発明の高強度鋼板は、ＬＤＲが２．０５以上であり、好ましくは２．１０以上であり、優れた深絞り性を有している。

（５）穴広げ率（λ）
穴広げ率λは、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に従って求める。試験片に直径ｄ_０（ｄ_０＝１０ｍｍ）の打ち抜き穴を空け、先端角度が６０°のポンチをこの打ち抜き穴に押し込み、発生した亀裂が試験片の板厚を貫通した時点の打ち抜き穴の直径ｄを測定し、下記の式より求める。
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ_０）／ｄ_０｝×１００

本発明の高強度鋼板は、穴広げ率λが３０％以上、好ましくは４０％以上である。これによりプレス成形性等の優れた加工性を得ることができる。

（６）スポット溶接部十字引張強度（ＳＷ十字引張）
スポット溶接部の十字引張強度はＪＩＳ Ｚ ３１３７に則って評価する。スポット溶接の条件は鋼板（後述の実施例では厚さ１．４ｍｍの鋼板）を２枚重ねたものを用い、ドームラジアス型の電極で加圧力４ｋＮ、電流を６ｋＡから１２ｋＡまで０．５ｋＡピッチでスポット溶接を実施する。これにより、ちりが発生する最低電流を求める。そして。ちりが発生した最低電流よりも０．５ｋＡ低い電流でスポット溶接した継ぎ手の十字引張強度を測定する。

本発明の高強度鋼板は、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）が６ｋＮ以上、好ましくは８ｋＮ以上、より好ましくは１０ｋＮ以上である。

４．製造方法
次に本発明に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の組成を有する圧延材に詳細を後述する熱処理（マルチステップのオーステンパー処理）を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度鋼板を得ること見いだしたのである。
以下にその詳細を説明する。

（１）熱延鋼板の準備および予備焼鈍
上述する成分組成を有する熱延鋼板を準備する。熱間圧延条件は特に限定されるものではなく、通常の熱間圧延工程により製造する。
得られた圧延鋼板を、４５０℃以上、Ａｅ_１点以下の予備焼鈍温度まで加熱し、その予備焼鈍温度で１０分〜３０時間の予備焼鈍処理を施す。この焼鈍工程により、ＡｌＮの析出を促進し、熱延鋼板中に残存している固溶窒素を低減する。

予備焼鈍温度が４５０℃未満であると、ＡｌＮの析出が不十分となり、最終製品の鋼板中に固溶窒素が所定量以上に残存してしまう。予備焼鈍温度がＡｅ_１点を超えると、予備焼鈍後の冷却過程においてマルテンサイトが生成してしまい、この後に行う冷間圧延中に鋼板が破断してしまう恐れがある。そのため、予備焼鈍温度は、４５０℃〜Ａｅ_１点とするのが好ましい。
予備焼鈍時間が１０分未満の場合、ＡｌＮの析出が不十分となり、最終製品の鋼板中に固溶窒素が所定量以上に残存してしまう。固溶窒素量を低減するためには長時間の予備焼鈍を施すことがよいが、焼鈍時間を長くしすぎても上記効果が飽和して生産性が低下するため、３０時間以下とするのが好ましい。

（２）冷延鋼板の作成
予備焼鈍を行った熱延鋼板を、酸洗等によりスケール除去する。その後、冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延条件は特に限定されるものではない。

このようにして得られた冷延鋼板に後述するような熱処理を施すことで、所望の鋼板組織を有し、その結果、所望の特性を有する高強度鋼板が得られる。
図１を参照しながら本発明の鋼板の製造に適した熱処理を説明する。図１は本発明に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ冷間圧延後の熱処理（後述する（３）〜（６）の熱処理工程）を説明するダイアグラムである。

（３）オーステナイト化処理
図１の[１]および［２］に示すように、Ａｃ_３点以上の温度に加熱しオーステナイト化する。この加熱温度で１〜１８００秒保持してよい。加熱温度は、好ましくは、Ａｃ_３点以上、Ａｃ_３点＋１００℃以下である。Ａｃ_３点＋１００℃以下の温度とすることで結晶粒の粗大化を抑制できるからである。加熱温度は、より好ましくはＡｃ_３点＋１０℃以上、Ａｃ_３点＋９０℃以下、さらに好ましくは、Ａｃ_３点＋２０℃以上、Ａｃ_３点＋８０℃以下である。より完全にオーステナイト化しフェライトの形成を抑制できるとともに、結晶粒の粗大化をより確実に抑制できるからである。
図１の［１］で示す、オーステナイト化時の加熱は任意の加熱速度で行ってよいが、好ましい平均加熱速度として１℃／秒以上、２０℃／秒を挙げることができる。

（４）冷却と３００℃〜５００℃の温度域での滞留
上記のオーステナイト化後、冷却し、図１の［５］に示すように、３００℃〜５００℃の温度範囲内において、１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる。
冷却は、少なくとも６５０℃〜５００℃の間は、平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却する。平均冷却速度１５℃／秒以上とすることで、冷却中のフェライトの形成を抑制するためである。また、冷却速度を２００℃／秒未満とすることで急激な冷却よる過大な熱歪みの発生を防止できる。このような冷却の好ましい例として、図１の［３］に示すように、６５０℃以上である急冷開始温度までは、０．１℃／秒以上、１０℃／秒以下の比較的低い平均冷却速度で冷却し、図１の［４］に示すように、急冷開始温度から、５００℃以下である滞留開始温度まで平均冷却速度２０℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却することを挙げることができる。

３００℃〜５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で、１０秒以上、３００秒未満滞留させる。すなわち、３００℃〜５００℃の温度範囲内において、冷却速度が１０℃／秒以下の状態に１０秒以上、３００秒未満置かれる。冷却速度が１０℃／秒以下の状態は、図１の［５］のように、実質的に一定の温度で保持する（すなわち、冷却速度が０℃／秒）場合も含む。
この滞留により、部分的にベイナイトを形成させる。そして、ベイナイトはオーステナイトより炭素の固溶限が低いことから、固溶限を超えた炭素をはき出す。この結果、ベイナイト周囲に、炭素が濃化したオーステナイトの領域が形成される。
この領域が、後述する冷却、再加熱を経て、やや粗大な残留オーステナイト（具体的には、１．５μｍ以上の残留オーステナイト）となる。この「やや粗大な残留オーステナイト」を形成することで、上述のように深絞り性を高くすることができる。

滞留させる温度が５００℃より高いと、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、ＭＡも粗大になるために、穴広げ率が低下する。一方、滞留させる温度が３００℃より低いと、炭素濃化領域が小さく、粗大な残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下する。
また、滞留時間が１０秒より短いと、炭素濃化領域の面積が小さくなり、粗大な残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下する。一方、滞留時間が３００秒以上になると、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、ＭＡも粗大になるため、穴広げ率が低下する。
また、滞留中の冷却速度が１０℃／秒より大きいと十分なベイナイト変態が起こらず、従って、十分な炭素濃化領域が形成されず、粗大な残留オーステナイトの量が不足する。

従って、３００℃〜５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる。好ましくは３２０℃〜４８０℃の温度範囲内で８℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させ、その間、一定温度で３〜８０秒保持することが好ましい。
更に好ましくは３４０℃〜４６０℃の温度範囲内で３℃/秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させ、その間、一定温度で５〜６０秒保持する。

（５）１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで冷却
上述の滞留後、図１の［６］に示すように３００℃以上の第２冷却開始温度から１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。好ましい実施形態の１つでは、図１の［６］に示すように、上述の滞留の終了温度（例えば、図１の［５］に示す保持温度）を第２冷却開始温度とする。
この冷却により、上述の炭素濃化領域をオーステナイトとして残したまま、マルテンサイト変態を起こさせる。冷却停止温度を１００℃以上、３００℃未満の温度範囲内で制御することで、マルテンサイトに変態せずに残存するオーステナイトの量を調整して、最終的な残留オーステナイト量を制御する。

冷却速度が、１０℃／秒より遅いと、冷却中に炭素濃化領域が必要以上に広がり、ＭＡが粗大になるために、穴広げ率が低下する。冷却停止温度が１００℃より低いと、残留オーステナイト量が不足する。この結果、ＴＳは高くなるものの、ＥＬが低下し、ＴＳ×ＥＬバランスが不足する。
冷却停止温度が３００℃以上だと、粗大な未変態オーステナイトが増え、その後の冷却でも残存することで、最終的にＭＡサイズが粗大になり、穴広げ率λが低下する。
なお、好ましい冷却速度は１５℃／℃以上であり、好ましい冷却停止温度は１２０℃以上、２８０℃以下である。更に好ましい、冷却速度は２０℃／ｓ以上であり、更に好ましい冷却停止温度は１４０℃以上、２６０℃以下である。

図１の［７］に示すように、冷却停止温度で保持してもよい。保持する場合の好ましい保持時間として、１〜６００秒を挙げることができる。保持時間が長くなっても特性上の影響はほとんどないが、６００秒を超える保持時間は生産性を低下させる。

（６）３００℃〜５００℃の温度範囲まで再加熱
図１の［８］に示すように、上述の冷却停止温度から３００℃〜５００℃範囲にある再加熱温度まで加熱する。加熱速度は特に制限されない。再加熱温度に到達した後は、図１の［９］に示すようにその温度で保持することが好ましい。好ましい保持時間として５０〜１２００秒を挙げることができる。

この再加熱により、マルテンサイト中の炭素をはき出させて、周囲のオーステナイトへの炭素濃化を促進させ、オーステナイトを安定化させることができる。これにより、最終的に得られる残留オーステナイト量を増大させることができる。
再加熱温度が３００℃より低いと、炭素の拡散が不足して十分な残留オーステナイト量が得られずＴＳ×ＥＬが低下する。また、保持を行わない、または保持時間が５０秒より短いと、同様に炭素の拡散が不足する虞がある。このため、再加熱温度で５０秒以上の保持を行うのが好ましい。

再加熱温度が５００℃より高いと炭素がセメンタイトとして析出し、十分な量の残留オーステナイトが得られなくなるため、ＴＳ×ＥＬが低下する。また保持時間が１２００秒より長いと、同様に、炭素がセメンタイトとして析出する虞がある。このため、保持時間は１２００秒以下であることが好ましい。
好ましい再加熱温度は、３２０℃〜４８０℃であり、この場合、保持時間の上限は９００秒であることが好ましい。更に好ましい再加熱温度は、３４０℃〜４６０℃であり、この場合、保持時間の上限は６００秒であることが好ましい。
再加熱の後、図１の［１０］に示すように、例えば室温のような２００℃以下の温度まで冷却してよい。２００℃以下までの好ましい平均冷却速度として１０℃／秒を挙げることができる。

以上の工程（１）〜（６）を経て、本発明の高強度鋼板を得ることができる。

以上に説明した本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る高強度鋼板を得ることができる可能性がある。

１．サンプル作製
表１に記載した化学組成を有する鋳造材を真空溶製で製造した後、この鋳造材を熱間鍛造で板厚３０ｍｍの鋼板にした後、熱間圧延を施した。なお、表１には組成から計算したＡｃ_３点も記載した。
熱間圧延の条件は本発明の最終組織および特性に本質的な影響を及ぼさないが、１２００℃に加熱した後、多段圧延で板厚２．５ｍｍとした。この時、熱間圧延の終了温度は８８０℃とした。その後、６００℃まで３０℃／秒で冷却し、冷却を停止し、６００℃に加熱した炉に挿入後、３０分保持し、その後、炉冷し、熱延鋼板とした。
この熱延鋼板に予備焼鈍を施した。予備焼鈍の条件（予備焼鈍温度および予備焼鈍時間）を表２−１、表２−２に示した。

予備焼鈍を行った熱延鋼板に酸洗を施して表面のスケールを除去した後、１．４ｍｍまで冷間圧延を施した。この冷間圧延板に熱処理を行い、サンプルを得た。熱処理条件を表２−１、表２−２に示した。なお、表２−１、表２−２中の例えば、[２]のように[ ]を内に示した番号は、図１中に[ ]内に示した同じ番号のプロセスに対応する。表２−１、表２−２において、サンプルＮｏ．４は、７００℃で急冷を開始後、２００℃まで一気に冷却したサンプル（図１で［５］、［６］に相当する工程をスキップしたサンプル）であり、サンプルＮｏ．１０は、１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度で停止せず、かつ再加熱を行わなかったサンプル（図１で［６］〜［８］に相当する工程をスキップしたサンプル）である。
なお，各表において、下線を付した数値は、本発明の範囲から外れていることを示している。ただし、「−」については、本発明の範囲から外れていても下線を付していないことに留意されたい。

２．鋼組織および固溶窒素量
それぞれのサンプルについて上述した方法により、フェライト分率、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率（表３−１、表３−２には「焼戻しＭ／Ｂ」記載）、残留オーステナイト量（残留γ量）、ＭＡ平均サイズ、残留オーステナイトの平均サイズ（残留γ平均サイズ）、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率（表３−１、表３−２には、「１．５μｍ以上の残留γ比率」と記載）、固溶窒素量を求めた。残留オーステナイト量の測定には、株式会社リガク製２次元微小部Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤII）を用いた。得られた結果を表３−１、表３−２に示す。

３．機械的特性
得られたサンプルについて、引張試験機を用いて、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬを測定し、ＹＲおよびＴＳ×ＥＬを算出した。また、上述の方法により穴拡げ率λと、深絞りＬＤＲと、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）を求めた。得られた結果を表４−１、表４−２に示す。

４．まとめ
本発明の条件を満たす実施例サンプルである、サンプルＮｏ１２、１４〜１６、２０〜２４、３１〜３６および３８〜４７は、いずれも９８０ＭＰａ以上の引張強度、０．７５以上の降伏比、２００００ＭＰａ％以上のＴＳ×ＥＬ、２．０５以上のＬＤＲ、３０％以上の穴広げ率および６ｋＮ以上のＳＷ十字引張を達成している。

これに対して、サンプルＮｏ．１は、予備焼鈍を行わなかったので、固溶窒素量が多く、十分な穴広げ率が得られなかった。
サンプルＮｏ．２は、予備焼鈍温度が低いため、また、サンプルＮｏ．３は、予備焼鈍時間が短いため、固溶窒素量が多く、十分な穴広げ率が得られなかった。

サンプルＮｏ．４は、オーステナイト化後、３００℃〜５００℃の温度範囲内で滞留させなかったことから、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な深絞り性が得られなかった。
サンプルＮｏ．５は、オーステナイト化後、３００℃〜５００℃の温度範囲内での滞留時間が長いため、ＭＡの平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率が得られなかった。
サンプルＮｏ．６は、第２冷却開始温度（表２−１、表２−２に示す「［５］保持温度」）から冷却停止温度までの平均冷却速度が遅いため、ＭＡの平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率が得られなかった。

サンプルＮｏ．７は、オーステナイト化後、３００℃〜５００℃の温度範囲での保持時間が短いため、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、十分な深絞り性が得られなかった。
サンプルＮｏ．８は、オーステナイト化後、３００℃〜５００℃の温度範囲より高い温度で滞留させたため、ＭＡの平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率が得られなかった。
サンプルＮｏ．９は、オーステナイト化後、３００℃〜５００℃の温度範囲より低い温度で滞留させたため、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な深絞り性が得られなかった。

サンプルＮｏ．１０は、１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度での停止（図１の［７］）、および再加熱（図１の［８］〜［１０］）をしていないため、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、残留オーステナイトの平均サイズも過大となった。また、オーステナイト化後、３００℃〜５００℃の温度範囲内での滞留時間が長いため、ＭＡの平均サイズが過大となった。これらの結果から、十分な引張強度、ＴＳ×ＥＬ、および穴広げ率が得られなかった。なお、粗大なＭＡ（残留オーステナイトとマルテンサイト混合組織）が増えたため、組織中の残留オーステナイト量は本願の規定量を満たしたものと考えられる。

サンプルＮｏ．１１は、オーステナイト化のための加熱温度が低いため、フェライト量が過大となり、かつ焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、この結果、十分な引張強度、降伏比および穴広げ率が得られなかった。
サンプルＮｏ．１３は、冷却停止温度が１００℃以上、３００℃未満の温度範囲より低いため、残留オーステナイト量が少なく、この結果、十分なＴＳ×ＥＬの値が得られなかった。

サンプルＮｏ．１７は、急冷開始温度から、滞留開始温度（表２−１、表２−２の「［５］保持温度」）までの冷却速度が遅いため、フェライト量が過大となり、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足した。この結果、十分な引張強度、降伏比および穴広げ率が得られなかった。
サンプルＮｏ．１８は、再加熱温度が３００℃〜５００℃の温度範囲より高いため、残留オーステナイトが少なく、この結果、十分なＴＳ×ＥＬが得られなかった。
サンプルＮｏ．１９は、再加熱温度が３００℃〜５００℃の温度範囲より低いため、残留オーステナイトが少なく、この結果、ＴＳ×ＥＬの値が得られなかった。

サンプルＮｏ．２５は、Ｃ量が少ないため、残留オーステナイト量が不足し、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分なＴＳ×ＥＬおよび深絞り性が得られなかった。
サンプルＮｏ．２６は、Ｍｎ量が多いため、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な深絞り性が得られなかった。また、Ｍｎ量が多いため、ベイナイト変態が抑制されてしまい粗大な残留オーステナイトが形成できず（つまり、微細な残留オーステナイトしか形成されず）、その結果、残留オーステナイト量が不足し、ＴＳ×ＥＬが低下したと考えられる。

サンプルＮｏ．２７は、Ｍｎ量が少ないため、フェライト量が過大となった。また、フェライト量が多いため、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足した。これらの結果、十分な引張強度、降伏比および穴広げ性が得られなかった。
サンプルＮｏ．２８は、Ｓｉ＋Ａｌ量が少ないため、残留オーステナイト量が不足し、この結果、十分なＴＳ×ＥＬが得られなかった。

サンプルＮｏ．２９はＣ量が過大であるため、十分なＳＷ十字引張強度が得られなかった。
サンプルＮｏ．３０は、Ｓｉ＋Ａｌ量が過多であるため、ＭＡ平均サイズが過大となったため、十分な穴広げ率が得られなかった。
サンプルＮｏ．３７は、予備焼鈍を行わなかったので、固溶窒素量が多く、十分な穴広げ率が得られなかった。

Claims (8)

1. Ｃ ：０．１５質量％〜０．３５質量％、
   ＳｉとＡｌの合計：０．５質量％〜３．０質量％、
   Ａｌ：０．０１質量％以上、
   Ｎ ：０．０１質量％以下、
   Ｍｎ：１．０質量％〜４．０質量％、
   Ｐ ：０．０５質量％以下、
   Ｓ ：０．０１質量％以下、
   を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
   鋼組織が、
   フェライト分率が５％以下であり、
   焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が６０％以上であり、
   残留オーステナイト量が１０％以上であり、
   ＭＡの平均サイズが１．０μｍ以下であり，
   残留オーステナイトの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
   サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイト量の２％以上であり、
   鋼板中の固溶窒素量が０．００２質量％以下である高強度鋼板。
2. Ｃ量が０．３０質量％以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
3. Ａｌ量が０．１０質量％未満である請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの１種以上を更に含み、
   Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの合計含有量が１．０質量％以下である請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
5. Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＺｒおよびＨｆの１種以上を更に含み、
   Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＺｒおよびＨｆの合計含有量が０．２質量％以下である請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
6. Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種以上を更に含み、
   Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計含有量が０．０１質量％以下である請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。
7. 請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分組成を有する熱延鋼板を用意することと、
   前記熱延鋼板を、４５０℃〜Ａｅ_１点の温度で、１０分〜３０時間の予備焼鈍を行うことと、
   予備焼鈍後、冷間圧延を施して冷延鋼板を得ることと、
   前記冷延鋼板をＡｃ_３点以上の温度に加熱しオーステナイト化することと、
   前記オーステナイト化後、６５０℃〜５００℃の間を平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却し、３００℃〜５００℃の範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させることと、
   前記滞留の後、３００℃以上の温度から１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することと、
   前記冷却停止温度から３００℃〜５００℃の範囲にある再加熱温度まで加熱することと、
   を含む、高強度鋼板の製造方法。
8. 前記滞留が３００℃〜５００℃の範囲内の一定温度で保持することを含む請求項７に記載の製造方法。

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