JP2021172838A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 高強度鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】 本発明の高強度鋼板は、特定の成分組成からなり、鋼組織は、マルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率が４０〜１００％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率が０〜２０％、パーライトの面積率が３％以下であり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以下であり、ＢＮとして析出したＢ量が質量％で０．０００５〜０．０１０％であり、マルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率（％）と引張強度（ＭＰａ）との関係が（１）式を満たす。Ｖ（Ｓ）≦０．０００１×ＴＳ２−０．４×ＴＳ＋４００・・・・（１）【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用部品の素材として好適な、高強度鋼板およびその製造方法に関する。
自動車の衝突安全性改善と燃費向上の観点から自動車用部品に用いられる鋼板の高強度化が求められている。しかしながら、引張強度（以下、ＴＳと称する場合もある。）が１１８０ＭＰａを超える高強度鋼板は、遅れ破壊が発生する強度域となるため、鋼板を部品の素材として適用するためには耐遅れ破壊特性が必要となる。このような理由から耐遅れ破壊特性に優れたＴＳ１１８０ＭＰａ超級の鋼板が多く開発されてきた。
特許文献１には、Ｖを添加し、焼き戻しベイナイト組織中に析出したＶを含む析出物を導入させることで、伸びフランジ性と耐遅れ破壊特性向上とを両立させた高強度薄鋼板に関する技術が開示されている。
特許文献２には、めっき層と鋼板との界面に内部酸化層の領域を含む軟質層と硬質層を有し、内部酸化層の厚みを制御することで、耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
しかしながら、特許文献１に記載した技術では、微細なＶ系の析出物が鋼板の靭性を低下させてスラブ割れを生じやすくし、その結果、製造性が阻害される等の課題がある。
特許文献２に記載した技術では、内部酸化層の形成には特別な設備が必要である。さらに、熱間圧延で形成された内部酸化は冷間圧延時にピックアップ等の問題も生じやすく、また、焼鈍ラインでも焼鈍中に形成された内部酸化に起因したピックアップ等の問題も生じやすく、安定的な製造が困難となる課題がある。
また、これまで、安価で製造性への悪影響が小さいＢ系の析出物としてＢＮに着目し、特にＢＮの制御によって耐遅れ破壊特性の向上を試みる技術は提案されていなかった。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、自動車用部品の素材として好適な、優れた耐遅れ破壊特性を実現す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。
上述したように、これまで、特にＢＮの制御によって耐遅れ破壊特性の向上を試みる技術は提案されていない。その理由は次のように考えられる。Ｂは、固溶状態では焼き入れ性を向上させる元素としてよく知られている。ＢＮの形成は固溶Ｂを低下させ、その結果、焼き入れ効果を低減させるためにむしろ避けられている。そのため、Ｔｉ等の添加によってもっぱらＢＮの形成を抑制することが図られてきた。
そこで、本発明者らは、焼き入れ性以外のＢＮの活用に注目し、上記した課題を達成するために鋭意研究を重ねた結果、次の知見を得た。
鋼板は、特定の成分組成を有し、マルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率が４０〜１００％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率が０〜２０％、パーライトの面積率が３％以下とし、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以下、かつマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率と引張強度との関係が（１）式を満たした上で、ＢをＢＮとして０．０００５〜０．０１０質量％の範囲で析出させる鋼組織とすることで、１１８０〜２０００ＭＰａのＴＳ範囲において優れた耐遅れ破壊特性を発現することを見出した。
Ｖ（Ｓ）≦０．０００１×ＴＳ２−０．４×ＴＳ＋４００・・・・（１）
上記（１）式における、Ｖ（Ｓ）はマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率（％）であり、フェライトや上部ベイナイト等が該当する。また、上記（１）式における、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）である。ここで、上記（１）式が適用されるＴＳの範囲は、１１８０〜２０００ＭＰａとする。
Ｖ（Ｓ）≦０．０００１×ＴＳ２−０．４×ＴＳ＋４００・・・・（１）
上記（１）式における、Ｖ（Ｓ）はマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率（％）であり、フェライトや上部ベイナイト等が該当する。また、上記（１）式における、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）である。ここで、上記（１）式が適用されるＴＳの範囲は、１１８０〜２０００ＭＰａとする。
なお、本発明における「高強度」とは、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の鋼板を指す。
また、本発明における「優れた耐遅れ破壊特性」とは、後述する実施例に記載の方法で評価し、ＹＳ（降伏強度）相当の応力を付加したＶ曲げボルト締めサンプルをｐＨ１の塩酸に浸漬した際に、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上１５５０ＭＰａ未満の鋼板で９６時間以上、１５５０ＭＰａ以上１７５０ＭＰａ未満の鋼板で１０時間以上、１７５０ＭＰａ以上の鋼板で１時間以上の間、破壊が生じないことを指すものとする。
また、本発明における「鋼板」とは、熱延鋼板（ＨＲ）、熱延鋼板を熱処理および溶融亜鉛めっきした鋼板（ＨＧＩ。以下、「熱延溶融亜鉛めっき鋼板」と称する場合もある。）、熱延鋼板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板（ＨＧＡ。以下、「熱延合金化溶融亜鉛めっき鋼板」と称する場合もある。）、冷延鋼板（ＣＲ）、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっきした鋼板（ＣＧＩ。以下、「冷延溶融亜鉛めっき鋼板」と称する場合もある。）、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板（ＣＧＡ。以下、「冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板」と称する場合もある。）を含むものとする。
なお、以降の説明において、「熱延溶融亜鉛めっき鋼板」および「熱延合金化溶融亜鉛めっき鋼板」を含めて、「熱延めっき鋼板」と称する場合もある。
なお、以降の説明において、「熱延溶融亜鉛めっき鋼板」および「熱延合金化溶融亜鉛めっき鋼板」を含めて、「熱延めっき鋼板」と称する場合もある。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］ 成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．４０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：１．５％以下、
Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、マルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率が４０〜１００％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率が０〜２０％、パーライトの面積率が３％以下であり、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以下であり、
ＢＮとして析出したＢ量が、質量％で０．０００５〜０．０１０％であり、
前記マルテンサイト、前記下部ベイナイト、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイト以外の組織の合計面積率と引張強度との関係が、（１）式を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
Ｖ（Ｓ）≦０．０００１×ＴＳ２−０．４×ＴＳ＋４００・・・・（１）
ここで、（１）式における、Ｖ（Ｓ）はマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率（％）であり、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）である。
［２］ 前記旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が、５μｍ超であることを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］ 前記ＢＮとして析出したＢ以外のＢ量が、質量％で０．０００３％以上であることを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］ 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．００２％以下、
Ｍｇ：０．００２％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする［１］〜［３］のいずれか１つに記載の高強度鋼板。
［５］ ［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、６５０℃超え８００℃以下の温度域で１〜１０００ｓ滞留させた後、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［６］ ［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延した後、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後、５５０℃超え６５０℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［７］ ［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延し、その後６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下の温度まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取り、
次いで、熱処理を施すに際し、
８００℃以上の焼鈍温度に加熱し、８００℃以上の温度で３０ｓ以上滞留させる焼鈍を施し、
その後、８００℃未満の温度から室温までの冷却の間に、（２）式を満たすように滞留処理し、かつ、めっき処理を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での合計滞留時間（ｓ）とする。
［８］ 前記熱処理は、前記滞留処理の前、前記滞留処理の後、あるいは前記滞留処理の途中のいずれかで、
さらに、１００℃〜Ｂｓ点まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後再加熱する工程を有することを特徴とする［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［９］ ［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、その後６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取り、
次いで、冷間圧延を施し、
次いで、熱処理を施すに際し、
８００℃以上の焼鈍温度に加熱し、８００℃以上の温度で３０ｓ以上滞留させる焼鈍を施し、
その後、８００℃未満の温度から室温までの冷却の間に、（２）式を満たすように滞留処理することを特徴とする高強度法鋼板の製造方法。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での合計滞留時間（ｓ）とする。
［１０］ 前記熱処理は、前記滞留処理の前、前記滞留処理の後、あるいは前記滞留処理の途中のいずれかで、
さらに、１００℃〜Ｂｓ点まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後再加熱する工程を有することを特徴とする［９］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１１］ 前記熱処理中に、前記焼鈍後さらにめっき処理を施すことを特徴とする［９］または［１０］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１］ 成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．４０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：１．５％以下、
Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、マルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率が４０〜１００％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率が０〜２０％、パーライトの面積率が３％以下であり、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以下であり、
ＢＮとして析出したＢ量が、質量％で０．０００５〜０．０１０％であり、
前記マルテンサイト、前記下部ベイナイト、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイト以外の組織の合計面積率と引張強度との関係が、（１）式を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
Ｖ（Ｓ）≦０．０００１×ＴＳ２−０．４×ＴＳ＋４００・・・・（１）
ここで、（１）式における、Ｖ（Ｓ）はマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率（％）であり、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）である。
［２］ 前記旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が、５μｍ超であることを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］ 前記ＢＮとして析出したＢ以外のＢ量が、質量％で０．０００３％以上であることを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］ 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．００２％以下、
Ｍｇ：０．００２％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする［１］〜［３］のいずれか１つに記載の高強度鋼板。
［５］ ［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、６５０℃超え８００℃以下の温度域で１〜１０００ｓ滞留させた後、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［６］ ［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延した後、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後、５５０℃超え６５０℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［７］ ［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延し、その後６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下の温度まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取り、
次いで、熱処理を施すに際し、
８００℃以上の焼鈍温度に加熱し、８００℃以上の温度で３０ｓ以上滞留させる焼鈍を施し、
その後、８００℃未満の温度から室温までの冷却の間に、（２）式を満たすように滞留処理し、かつ、めっき処理を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での合計滞留時間（ｓ）とする。
［８］ 前記熱処理は、前記滞留処理の前、前記滞留処理の後、あるいは前記滞留処理の途中のいずれかで、
さらに、１００℃〜Ｂｓ点まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後再加熱する工程を有することを特徴とする［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［９］ ［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、その後６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取り、
次いで、冷間圧延を施し、
次いで、熱処理を施すに際し、
８００℃以上の焼鈍温度に加熱し、８００℃以上の温度で３０ｓ以上滞留させる焼鈍を施し、
その後、８００℃未満の温度から室温までの冷却の間に、（２）式を満たすように滞留処理することを特徴とする高強度法鋼板の製造方法。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での合計滞留時間（ｓ）とする。
［１０］ 前記熱処理は、前記滞留処理の前、前記滞留処理の後、あるいは前記滞留処理の途中のいずれかで、
さらに、１００℃〜Ｂｓ点まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後再加熱する工程を有することを特徴とする［９］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１１］ 前記熱処理中に、前記焼鈍後さらにめっき処理を施すことを特徴とする［９］または［１０］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、耐遅れ破壊特性に優れた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。さらに、本発明の高強度鋼板は、自動車用部品の素材として好適である。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
まず、本発明の高強度鋼板における成分組成および鋼組織について説明する。
１）成分組成
本発明の高強度鋼板における成分組成を上記のように限定した理由を以下に説明する。なお、成分組成の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
本発明の高強度鋼板における成分組成を上記のように限定した理由を以下に説明する。なお、成分組成の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０８〜０．４０％
Ｃは、マルテンサイトや下部ベイナイトを生成させ、ＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．０８％未満ではこのような効果を十分に得られず、本発明で目的とする強度や鋼組織が得られない。一方、Ｃ量が０．４０％を超えると、マルテンサイトの硬化や、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの増加を招き、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．０８〜０．４０％とする。好ましくは０．０９％以上とし、好ましくは０．３３％以下とする。より好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．２９％以下とする。
Ｃは、マルテンサイトや下部ベイナイトを生成させ、ＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．０８％未満ではこのような効果を十分に得られず、本発明で目的とする強度や鋼組織が得られない。一方、Ｃ量が０．４０％を超えると、マルテンサイトの硬化や、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの増加を招き、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．０８〜０．４０％とする。好ましくは０．０９％以上とし、好ましくは０．３３％以下とする。より好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．２９％以下とする。
Ｓｉ：３．０％以下
Ｓｉは、鋼の強化に有効であり、必要に応じて含有できるが、３．０％を超えて過剰に含有するとフェライトの生成が顕著になり、本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、Ｓｉ量は３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下とし、より好ましくは２．０％以下とする。ＴＳを増加する観点から、Ｓｉ量は０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｓｉは、鋼の強化に有効であり、必要に応じて含有できるが、３．０％を超えて過剰に含有するとフェライトの生成が顕著になり、本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、Ｓｉ量は３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下とし、より好ましくは２．０％以下とする。ＴＳを増加する観点から、Ｓｉ量は０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．０〜４．０％
Ｍｎは、マルテンサイトや下部ベイナイトを生成させ、ＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｍｎ量が１．０％未満では、こうした効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると鋼が脆化して、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、Ｍｎ量は１．０〜４．０％とする。好ましくは１．５％以上とし、好ましくは３．５％以下とする。より好ましくは２．０％以上とし、より好ましくは３．３％以下とする。
Ｍｎは、マルテンサイトや下部ベイナイトを生成させ、ＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｍｎ量が１．０％未満では、こうした効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると鋼が脆化して、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、Ｍｎ量は１．０〜４．０％とする。好ましくは１．５％以上とし、好ましくは３．５％以下とする。より好ましくは２．０％以上とし、より好ましくは３．３％以下とする。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、粒界を脆化させて耐遅れ破壊特性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましいが、本願発明では０．０３０％まで許容できる。したがって、Ｐ量は０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｐ量が０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００５％以上が好ましい。
Ｐは、粒界を脆化させて耐遅れ破壊特性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましいが、本願発明では０．０３０％まで許容できる。したがって、Ｐ量は０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｐ量が０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００５％以上が好ましい。
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、介在物を増加させて耐遅れ破壊特性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましいが、本願発明では０．００３０％まで許容できる。したがって、Ｓ量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｓ量が０．０００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００１％以上が好ましい。
Ｓは、介在物を増加させて耐遅れ破壊特性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましいが、本願発明では０．００３０％まで許容できる。したがって、Ｓ量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｓ量が０．０００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００１％以上が好ましい。
Ａｌ：１．５％以下
Ａｌは、ＡｌＮを形成し、異常粗大粒を抑制するため適宜添加することが好ましい。一方、Ａｌ量が１．５％を超えて含有するとフェライトが過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られない。したがって、Ａｌ量は１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下とし、より好ましくは０．５％以下とする。下限は特に規定しないが、Ａｌ量が０．０１０％未満ではＡｌＮの生成量が少なくなるため、０．０１０％以上が好ましい。
Ａｌは、ＡｌＮを形成し、異常粗大粒を抑制するため適宜添加することが好ましい。一方、Ａｌ量が１．５％を超えて含有するとフェライトが過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られない。したがって、Ａｌ量は１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下とし、より好ましくは０．５％以下とする。下限は特に規定しないが、Ａｌ量が０．０１０％未満ではＡｌＮの生成量が少なくなるため、０．０１０％以上が好ましい。
Ｎ：０．００１０〜０．０１０％
Ｎは、ＢＮ形成に必要な元素である。ＢＮの形成には、Ｎの含有量を０．００１０％以上とする必要がある。一方、Ｎ量が０．０１０％を超えると粗大なＢＮが生成して、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性が得られなくなる。したがって、Ｎ量は０．００１０〜０．０１０％とする。好ましくは０．００１５％以上とし、好ましくは０．００８０％以下とする。
Ｎは、ＢＮ形成に必要な元素である。ＢＮの形成には、Ｎの含有量を０．００１０％以上とする必要がある。一方、Ｎ量が０．０１０％を超えると粗大なＢＮが生成して、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性が得られなくなる。したがって、Ｎ量は０．００１０〜０．０１０％とする。好ましくは０．００１５％以上とし、好ましくは０．００８０％以下とする。
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％
Ｂは、ＢＮ形成に必要な元素である。このような効果を得るには、Ｂの含有量を０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０１０％を超えると粗大なＢＮが生成して、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性が得られなくなる。したがって、Ｂ量は０．０００５〜０．０１０％とする。好ましくは０．００１０％以上とし、好ましくは０．００８０％以下とする。より好ましくは０．００２０％以上とし、より好ましくは０．００７０％以下とする。
Ｂは、ＢＮ形成に必要な元素である。このような効果を得るには、Ｂの含有量を０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０１０％を超えると粗大なＢＮが生成して、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性が得られなくなる。したがって、Ｂ量は０．０００５〜０．０１０％とする。好ましくは０．００１０％以上とし、好ましくは０．００８０％以下とする。より好ましくは０．００２０％以上とし、より好ましくは０．００７０％以下とする。
ＢＮとして析出したＢ量：０．０００５〜０．０１０％
ＢＮは拡散性水素の移動を妨げ、耐遅れ破壊特性の向上に必要な析出物である。ＢＮを微細な状態で多量に分散させることで、遅れ破壊の起点となり得る箇所への水素の集中を抑制し、遅れ破壊を抑制することができる。本発明で目的とする耐遅れ破壊特性を得るには、ＢＮとして析出したＢ量が０．０００５％以上とする必要がある。一方、ＢＮとして析出したＢ量が０．０１０％を超えると耐遅れ破壊特性に寄与しない粗大なＢＮばかりになり、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性が得られなくなる。したがって、ＢＮとして析出したＢ量は、０．０００５〜０．０１０％とする。好ましくは０．００１０％以上とし、好ましくは０．００８０％以下とする。より好ましくは０．００２０％以上とし、好ましくは０．００７０％以下とする。
ＢＮは拡散性水素の移動を妨げ、耐遅れ破壊特性の向上に必要な析出物である。ＢＮを微細な状態で多量に分散させることで、遅れ破壊の起点となり得る箇所への水素の集中を抑制し、遅れ破壊を抑制することができる。本発明で目的とする耐遅れ破壊特性を得るには、ＢＮとして析出したＢ量が０．０００５％以上とする必要がある。一方、ＢＮとして析出したＢ量が０．０１０％を超えると耐遅れ破壊特性に寄与しない粗大なＢＮばかりになり、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性が得られなくなる。したがって、ＢＮとして析出したＢ量は、０．０００５〜０．０１０％とする。好ましくは０．００１０％以上とし、好ましくは０．００８０％以下とする。より好ましくは０．００２０％以上とし、好ましくは０．００７０％以下とする。
なお、本発明では、ＢＮとして析出したＢ以外のＢ量を０．０００３％以上とすることで、耐遅れ破壊特性をさらに向上させることができる。このメカニズムは明らかではないが、ＢＮとして析出しなかったＢの多くは固溶状態で粒界に偏析し、粒界強化することで耐遅れ破壊特性を向上させること等が考えられる。ＢＮとして析出したＢ量以外のＢ量の上限は特に規定しないが、上記した本発明のＢ、Ｎ含有量の範囲内では、０．００９０％以下であることが好ましい。ＢＮとして析出したＢ以外のＢ量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００５０％以下とする。
本発明の高強度鋼板は、以上の成分を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
本発明の高強度鋼板は、上記した成分を基本の成分組成とする。上記した必須元素で本発明で目的とする特性は得られるが、強度や耐遅れ破壊特性の更なる向上を目的として、必要に応じて以下の元素を含有することができる。
Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．００２％以下、およびＭｇ：０．００２％以下のうちから選択される１種または２種以上
Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂは、微細炭化物の形成によって耐遅れ破壊特性の向上に寄与する有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂを含有する場合には、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂのそれぞれの含有量が上記上限値を超えると、析出物が粗大化して焼入れ性が低下し、本発明の鋼組織が得られなくなる場合がある。
Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂは、微細炭化物の形成によって耐遅れ破壊特性の向上に寄与する有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂを含有する場合には、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂのそれぞれの含有量が上記上限値を超えると、析出物が粗大化して焼入れ性が低下し、本発明の鋼組織が得られなくなる場合がある。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトや下部ベイナイトの増加に寄与する有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量が上記上限値を超えると、介在物が増加して耐遅れ破壊特性の低下を招く場合がある。
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）は、介在物の形状を球状化して鋼板の加工性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、Ｃａ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が上記上限値を超えると、介在物が増加して耐遅れ破壊特性の低下を招く場合がある。
Ｓｂ、Ｓｎは、粒界に偏析して耐遅れ破壊特性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｓｂ、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｂ、Ｓｎから選ばれる１種または２種をそれぞれ０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂ、Ｓｎのそれぞれの含有量が上記上限値を超えると、介在物の増加等により加工性の低下を招く場合がある。
Ｚｒ、Ｍｇは、介在物制御による耐遅れ破壊特性の向上を目的として含有することができる元素である。こうした効果を得るため、Ｚｒ、Ｍｇを含有する場合には、Ｚｒ、Ｍｇから選ばれる１種または２種をそれぞれ上記上限値まで含んでも構わない。一方、Ｚｒ、Ｍｇのそれぞれの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ、ＺｒおよびＭｇのうちから選択される１種または２種以上を必要に応じて含有する場合、その含有量は、それぞれ、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．００２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下とすることが好ましい。また、それぞれ、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｎｉ：０．００５％以上、Ｃｕ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｃａ：０．０００１％以上、ＲＥＭ：０．０００１％以上、Ｓｂ：０．００１０％以上、Ｓｎ：０．００１０％以上、Ｚｒ：０．０００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．５％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．５％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは１．５％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．５％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．１０％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００３０％以上とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００３０％以上とし、より好ましくは０．１０％以下とする。
なお、Ｚｒおよび／またはＭｇは、合計で０．００２％以下とすることがより好ましい。Ｚｒは０．０００５〜０．００１５％とすることがさらに好ましく、Ｍｇは０．０００５〜０．００１５％とすることがさらに好ましい。
Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．５％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．５％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは１．５％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．５％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．１０％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００３０％以上とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００３０％以上とし、より好ましくは０．１０％以下とする。
なお、Ｚｒおよび／またはＭｇは、合計で０．００２％以下とすることがより好ましい。Ｚｒは０．０００５〜０．００１５％とすることがさらに好ましく、Ｍｇは０．０００５〜０．００１５％とすることがさらに好ましい。
２）鋼板組織
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、マルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率が４０〜１００％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率が０〜２０％、パーライトの面積率が３％以下であり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以下であり、マルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率と引張強度との関係が後述する（１）式を満たす、鋼板組織を有する。
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、マルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率が４０〜１００％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率が０〜２０％、パーライトの面積率が３％以下であり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以下であり、マルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率と引張強度との関係が後述する（１）式を満たす、鋼板組織を有する。
そこで、本発明において鋼板組織（以下、鋼組織と称する。）を上記のように限定した理由を以下に説明する。なお、ここでは、板厚ｔの１／４ｔ深さ位置の鋼組織を規定する。
下部ベイナイトとマルテンサイトの合計面積率：４０〜１００％
下部ベイナイトとマルテンサイトは、ＴＳと優れた耐遅れ破壊特性を両立する観点から必要な組織である。各組織の面積率の合計が４０％未満では、これらが両立できない。したがって、下部ベイナイトとマルテンサイトの合計面積率は４０〜１００％とする。好ましくは６０〜１００％とし、より好ましくは８０〜９９％とする。
下部ベイナイトとマルテンサイトは、ＴＳと優れた耐遅れ破壊特性を両立する観点から必要な組織である。各組織の面積率の合計が４０％未満では、これらが両立できない。したがって、下部ベイナイトとマルテンサイトの合計面積率は４０〜１００％とする。好ましくは６０〜１００％とし、より好ましくは８０〜９９％とする。
フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率：０〜２０％
フレッシュマルテンサイトや残留オーステナイトは、延性向上等を目的に含有してもよいが、各組織の面積率の合計が２０％を超えると耐遅れ破壊特性の顕著な低下を招く。このため、その上限は２０％とする。したがって、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率は０〜２０％とする。好ましくは０〜１５％とし、より好ましくは０〜１０％とし、さらに好ましくは１〜６％とする。
フレッシュマルテンサイトや残留オーステナイトは、延性向上等を目的に含有してもよいが、各組織の面積率の合計が２０％を超えると耐遅れ破壊特性の顕著な低下を招く。このため、その上限は２０％とする。したがって、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率は０〜２０％とする。好ましくは０〜１５％とし、より好ましくは０〜１０％とし、さらに好ましくは１〜６％とする。
パーライトの面積率：３％以下
パーライトは、Ｃが濃化したオーステナイトから発生し、硬質なフレッシュマルテンサイトに隣接して存在することで遅れ破壊の亀裂を助長する。その面積率が３％を超えると本発明の耐遅れ破壊特性が得られなくなる。したがって、パーライトは面積率で３％以下とする。好ましくは２％以下とし、より好ましくは１％以下とする。また、０％以上とすることが好ましい。
パーライトは、Ｃが濃化したオーステナイトから発生し、硬質なフレッシュマルテンサイトに隣接して存在することで遅れ破壊の亀裂を助長する。その面積率が３％を超えると本発明の耐遅れ破壊特性が得られなくなる。したがって、パーライトは面積率で３％以下とする。好ましくは２％以下とし、より好ましくは１％以下とする。また、０％以上とすることが好ましい。
なお、上記したマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織は、耐遅れ破壊特性の観点から、該組織の合計面積率を６０％未満とすることが好ましい。より好ましくは５０％以下とする。より好ましくは０％以上とする。本発明において「マルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織」とは、フェライトや上部ベイナイト、パーライト等が該当する。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比：５．０以下
圧延方向に伸展した硬質な組織は耐遅れ破壊特性の観点から好ましくない。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比で５．０を超えると、本発明の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は５．０以下とする。好ましくは４．０以下とし、より好ましくは３．０以下とする。なお、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の下限は特に規定しないが、下記の定義より１．０以上となる。
圧延方向に伸展した硬質な組織は耐遅れ破壊特性の観点から好ましくない。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比で５．０を超えると、本発明の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は５．０以下とする。好ましくは４．０以下とし、より好ましくは３．０以下とする。なお、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の下限は特に規定しないが、下記の定義より１．０以上となる。
本発明において「旧オーステナイト粒」とは、旧オーステナイト粒界、フェライトとマルテンサイトとの境界、フェライトと下部ベイナイトとの境界のいずれか１つ以上の境界によって囲まれるマルテンサイト粒あるいは下部ベイナイト粒とする。また、旧オーステナイト粒のアスペクト比は、該粒の長辺をＬ、長辺と直行する短辺をＳとするとき、短辺に対する長辺の比（Ｌ／Ｓ）とする。長辺は粒内に引くことができる最も長い直線とし、短辺はそれに直行する線で、同粒内に引くことができる最も長い直線とする。
マルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率と引張強度との関係：（１）式を満たす
Ｖ（Ｓ）≦０．０００１×ＴＳ２−０．４×ＴＳ＋４００・・・・（１）
ここで、（１）式における、Ｖ（Ｓ）はマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率（％）であり、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）である。
Ｖ（Ｓ）≦０．０００１×ＴＳ２−０．４×ＴＳ＋４００・・・・（１）
ここで、（１）式における、Ｖ（Ｓ）はマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率（％）であり、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）である。
高強度化にともなって、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性を達成するためには、許容できるマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の含有量が低下する。引張強度と、マルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率とが上記した（１）式を満たしていれば、本発明で目的とする耐遅れ破壊特性が得られる。したがって、本発明では、引張強度と、マルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率との関係は、（１）式を満たすこととする。ただし、（１）式が適用されるＴＳの範囲は、１１８０〜２０００ＭＰａとする。
本発明の鋼組織は、上記した構成に加えて、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を５μｍ超とすることで、耐遅れ破壊特性をさらに向上させることができる。このメカニズムは明らかではないが、微細なフェライト等の生成が促進されることでマルテンサイトへの元素濃化が促進されて硬質になり、遅れ破壊亀裂の進展を助長させることなどが考えられる。したがって、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を５μｍ超とすることが好ましい。より好ましくは６μｍ以上とする。上限は特に規定しないが、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は５０μｍを超えると加工時の肌荒れ等の別の問題を生じる可能性があるため、５０μｍ以下が好ましい。
本発明において、下部ベイナイト、マルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことである。鋼組織におけるこれらの面積率は、次のように得られる。
まず、熱処理後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、１％ナイタールで腐食し、鋼板表面近傍および鋼板表面から板厚方向に３００〜４００μｍ位置を、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）を用いて１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影する。次いで、得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、３視野の平均面積率を各組織の面積率とする。上記画像データにおいて、下部ベイナイトは、方位のそろった炭化物を含む暗灰色、灰色または明灰色として区別される。マルテンサイトは、複数の方位の炭化物を含む暗灰色、灰色または明灰色として区別される。フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトは、炭化物を含まない白または明灰色として区別される。なお、本発明において、下部ベイナイトは焼戻しベイナイトであっても構わない。また、マルテンサイトはオートテンパードマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトであっても構わない。炭化物は白色の点状または線状である。パーライトは、黒色のフェライトと白色の炭化物との層状組織として区別できる。なお、炭化物を含まないあるいは炭化物の少ない黒または暗灰色の組織は、フェライトまたは上部ベイナイトとして区別できる。
残留オーステナイトの面積率は、熱処理後の鋼板を板厚の１／４まで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα１線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とした。
なお、本発明における「高強度鋼板」とは、板厚が０．４ｍｍ以上の鋼板を指すものとする。自動車用部品の素材として適用する観点から、鋼板の板厚は０．５ｍｍ超えとすることが好ましく、０．６ｍｍ以上とすることがより一層好ましい。板厚の上限は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、１０ｍｍ以下とすることが好ましい。
また、本発明の高強度鋼板のうち「熱延鋼板」の場合には、板厚が０．８ｍｍ以上１０ｍｍ以下とすることが望ましく、「冷延鋼板」の場合には、板厚が０．４ｍｍ以上５．０ｍｍ未満とすることが望ましい。
また、本発明の高強度鋼板のうち「熱延鋼板」の場合には、板厚が０．８ｍｍ以上１０ｍｍ以下とすることが望ましく、「冷延鋼板」の場合には、板厚が０．４ｍｍ以上５．０ｍｍ未満とすることが望ましい。
３）高強度鋼板の製造方法
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
以下に説明する第１実施形態〜第４実施形態は、本発明の鋼組織として重要なＢＮの析出過程がそれぞれ異なる製造方法である。
なお、以下の製造方法の説明では、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、スラブや鋼板の表面温度とする。これらの表面温度は、例えば放射温度計等で測定することができる。また、スラブや鋼板の板厚中心位置（板厚１／２位置）の温度は、例えば、鋼板の板厚中心に熱電対を付けて測定することや、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。
まず、熱延鋼板、熱延鋼板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理した鋼板、熱延鋼板を熱処理および溶融亜鉛めっき後に亜鉛めっきの合金化処理をした鋼板の製造方法の各実施形態について説明する。
＜第１実施形態＞
本発明の高強度鋼板のうち、熱延鋼板は、次の製造条件で製造できる。例えば、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、次いで熱間圧延を施して、熱延鋼板を製造する。この熱間圧延を施すに際し、粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、６５０℃超え８００℃以下の温度域で１〜１０００ｓ滞留させた後、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取る。以下、詳細に説明する。
本発明の高強度鋼板のうち、熱延鋼板は、次の製造条件で製造できる。例えば、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、次いで熱間圧延を施して、熱延鋼板を製造する。この熱間圧延を施すに際し、粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、６５０℃超え８００℃以下の温度域で１〜１０００ｓ滞留させた後、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取る。以下、詳細に説明する。
仕上げ圧延終了温度：８５０℃以上
仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満になると偏平粒が増大し、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０超となり、本発明の鋼組織が得られない。また、フェライトが微細に出る等し、オーステナイト粒が微細化する場合がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上とし、より好ましくは８９０℃以上とする。上限は特に規定しないが、表面性状の安定化の観点から、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満になると偏平粒が増大し、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０超となり、本発明の鋼組織が得られない。また、フェライトが微細に出る等し、オーステナイト粒が微細化する場合がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上とし、より好ましくは８９０℃以上とする。上限は特に規定しないが、表面性状の安定化の観点から、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間：１〜１０００ｓ
巻取り温度が５５０℃以下の温度で、かつ焼鈍を行わない条件においては、上記の仕上げ圧延後に８００℃まで冷却した後、６５０℃超え８００℃以下の温度域で滞留中にＢＮを析出させる必要がある。滞留時間が１ｓ未満ではＢＮ析出が不十分となる。一方、滞留時間が１０００ｓを超えるとフェライトやパーライト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間は、１〜１０００ｓとする。好ましくは２ｓ以上とし、好ましくは６００ｓ以下とする。
巻取り温度が５５０℃以下の温度で、かつ焼鈍を行わない条件においては、上記の仕上げ圧延後に８００℃まで冷却した後、６５０℃超え８００℃以下の温度域で滞留中にＢＮを析出させる必要がある。滞留時間が１ｓ未満ではＢＮ析出が不十分となる。一方、滞留時間が１０００ｓを超えるとフェライトやパーライト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間は、１〜１０００ｓとする。好ましくは２ｓ以上とし、好ましくは６００ｓ以下とする。
５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
上記した６５０℃超え８００℃以下の温度域で滞留後の冷却は、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満ではフェライトやパーライト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で、５５０℃以下の温度まで冷却する。好ましくは３０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、上記平均冷却速度が５００℃／ｓ以上では、鋼板の面内の温度ばらつきの制御が難しくなる。このため操業性の観点からは、上記平均冷却速度は５００℃／ｓ未満が好ましい。
上記した６５０℃超え８００℃以下の温度域で滞留後の冷却は、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満ではフェライトやパーライト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で、５５０℃以下の温度まで冷却する。好ましくは３０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、上記平均冷却速度が５００℃／ｓ以上では、鋼板の面内の温度ばらつきの制御が難しくなる。このため操業性の観点からは、上記平均冷却速度は５００℃／ｓ未満が好ましい。
巻取り温度：５５０℃以下
上記した６５０℃超え８００℃以下の温度域で滞留中にＢＮを析出させる製造条件では、巻取り温度は５５０℃以下とする必要がある。巻取り温度が５５０℃を超えると、フェライトやパーライト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、巻取り温度は５５０℃以下とする。より好ましくは５００℃以下とする。下限は特に規定しないが、形状安定性の観点からは、巻取り温度は１００℃以上とすることが好ましい。
上記した６５０℃超え８００℃以下の温度域で滞留中にＢＮを析出させる製造条件では、巻取り温度は５５０℃以下とする必要がある。巻取り温度が５５０℃を超えると、フェライトやパーライト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、巻取り温度は５５０℃以下とする。より好ましくは５００℃以下とする。下限は特に規定しないが、形状安定性の観点からは、巻取り温度は１００℃以上とすることが好ましい。
＜第２実施形態＞
本発明の高強度鋼板のうち、熱延鋼板は、次の製造条件でも製造できる。例えば、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、次いで熱間圧延を施して、熱延鋼板を製造する。この熱間圧延を施すに際し、粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延した後、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後、５５０℃超え６５０℃以下の温度域で巻き取る。以下、詳細に説明する。
本発明の高強度鋼板のうち、熱延鋼板は、次の製造条件でも製造できる。例えば、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、次いで熱間圧延を施して、熱延鋼板を製造する。この熱間圧延を施すに際し、粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延した後、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後、５５０℃超え６５０℃以下の温度域で巻き取る。以下、詳細に説明する。
仕上げ圧延終了温度：８５０℃以上
仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満になると偏平粒が増大し、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０超となり、本発明の鋼組織が得られない。また、フェライトが微細に出る等し、オーステナイト粒が微細化する場合がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上とし、より好ましくは８９０℃以上とする。上限は特に規定しないが、表面性状の安定化の観点から、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満になると偏平粒が増大し、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０超となり、本発明の鋼組織が得られない。また、フェライトが微細に出る等し、オーステナイト粒が微細化する場合がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上とし、より好ましくは８９０℃以上とする。上限は特に規定しないが、表面性状の安定化の観点から、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間：１ｓ未満
後述のように、巻取り温度が５５０℃超え６５０℃以下の温度域とする製造条件の場合、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留中にＢＮが析出するとフェライトやパーライト等の生成が促進されて、本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、上記の仕上げ圧延後に所定の温度まで冷却する際、上記温度域での滞留時間を１ｓ未満とする条件で冷却する必要がある。したがって、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間は、１ｓ未満とする。
後述のように、巻取り温度が５５０℃超え６５０℃以下の温度域とする製造条件の場合、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留中にＢＮが析出するとフェライトやパーライト等の生成が促進されて、本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、上記の仕上げ圧延後に所定の温度まで冷却する際、上記温度域での滞留時間を１ｓ未満とする条件で冷却する必要がある。したがって、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間は、１ｓ未満とする。
巻取り温度：５５０℃超え６５０℃以下
上記した６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留中にＢＮを析出させない製造条件では、巻取り中にＢＮを析出させる必要がある。巻取り温度が５５０℃以下では、ＢＮの析出が不十分となる。一方、巻取り温度が６５０℃を超えると、フェライトやパーライト等の生成が促進されて本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、巻取り温度は５５０℃超え６５０℃以下とする。
上記した６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留中にＢＮを析出させない製造条件では、巻取り中にＢＮを析出させる必要がある。巻取り温度が５５０℃以下では、ＢＮの析出が不十分となる。一方、巻取り温度が６５０℃を超えると、フェライトやパーライト等の生成が促進されて本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、巻取り温度は５５０℃超え６５０℃以下とする。
＜第３実施形態＞
本発明の高強度鋼板のうち、熱延鋼板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理した鋼板（ＨＧＩ）、熱延鋼板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板（ＨＧＡ）は、次の製造条件で製造できる。
本発明の高強度鋼板のうち、熱延鋼板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理した鋼板（ＨＧＩ）、熱延鋼板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板（ＨＧＡ）は、次の製造条件で製造できる。
例えば、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、次いで熱間圧延を施し、次いで熱処理およびめっき処理を施して、熱延めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）を製造する。この熱間圧延を施すに際し、粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、その後６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下の温度まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取る。また、この熱処理およびめっき処理を施すに際し、８００℃以上の焼鈍温度に加熱し、８００℃以上の温度で３０ｓ以上滞留させる焼鈍を施し、その後、８００℃未満の温度から室温までの冷却の間において、（２）式を満たすように滞留処理し、かつ、めっき処理を施す。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での合計滞留時間（ｓ）とする。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での合計滞留時間（ｓ）とする。
仕上げ圧延終了温度：８５０℃以上
上記した第２実施形態と同様の理由から、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上とし、より好ましくは８９０℃以上とする。上限は特に規定しないが、表面性状の安定化の観点から、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
上記した第２実施形態と同様の理由から、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上とし、より好ましくは８９０℃以上とする。上限は特に規定しないが、表面性状の安定化の観点から、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間：１ｓ未満
後述のように、熱処理の工程でＢＮを析出させる製造条件では、熱間圧延時にＢＮを析出させると焼鈍時に粗大してフェライトやパーライト等が過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、上記の仕上げ圧延後に８００℃まで冷却した後、上記温度域での滞留時間を１ｓ未満とする条件で冷却する必要がある。したがって、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間は、１ｓ未満とする。
後述のように、熱処理の工程でＢＮを析出させる製造条件では、熱間圧延時にＢＮを析出させると焼鈍時に粗大してフェライトやパーライト等が過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、上記の仕上げ圧延後に８００℃まで冷却した後、上記温度域での滞留時間を１ｓ未満とする条件で冷却する必要がある。したがって、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間は、１ｓ未満とする。
５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上で、５５０℃以下の温度まで冷却
５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満ではフェライトやパーライト等が過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られない。したがって、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で、５５０℃以下の温度まで冷却する。上記平均冷却速度は、好ましくは３０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、上記平均冷却速度が５００℃／ｓ以上では、鋼板の面内の温度ばらつきの制御が難しくなる。このため操業性の観点からは、上記平均冷却速度は５００℃／ｓ未満が好ましい。
５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満ではフェライトやパーライト等が過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られない。したがって、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で、５５０℃以下の温度まで冷却する。上記平均冷却速度は、好ましくは３０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、上記平均冷却速度が５００℃／ｓ以上では、鋼板の面内の温度ばらつきの制御が難しくなる。このため操業性の観点からは、上記平均冷却速度は５００℃／ｓ未満が好ましい。
巻取り温度：５５０℃以下
後述するように、熱処理でＢＮを析出させる製造条件では、巻取り温度は５５０℃以下とする必要がある。巻取り温度が５５０℃を超えると、フェライトやパーライト等が過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、巻取り温度は５５０℃以下とする。より好ましくは５００℃以下とする。下限は特に規定しないが、形状安定性の観点からは、巻取り温度は１００℃以上とすることが好ましい。
後述するように、熱処理でＢＮを析出させる製造条件では、巻取り温度は５５０℃以下とする必要がある。巻取り温度が５５０℃を超えると、フェライトやパーライト等が過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、巻取り温度は５５０℃以下とする。より好ましくは５００℃以下とする。下限は特に規定しないが、形状安定性の観点からは、巻取り温度は１００℃以上とすることが好ましい。
焼鈍温度：８００℃以上
焼鈍温度が８００℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。また、焼鈍温度は高いほどオーステナイト粒を粗大化できるため、高温焼鈍とする。したがって、焼鈍温度は８００℃以上とする。好ましくは８２０℃以上とし、より好ましくは８４０℃以上とする。上限は特に規定しないが、エネルギー効率等の観点からは、焼鈍温度は１０００℃以下が好ましい。
焼鈍温度が８００℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。また、焼鈍温度は高いほどオーステナイト粒を粗大化できるため、高温焼鈍とする。したがって、焼鈍温度は８００℃以上とする。好ましくは８２０℃以上とし、より好ましくは８４０℃以上とする。上限は特に規定しないが、エネルギー効率等の観点からは、焼鈍温度は１０００℃以下が好ましい。
８００℃以上の温度での滞留時間：３０ｓ以上
８００℃以上の温度での滞留時間が３０ｓ未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。また、焼鈍温度は高いほどオーステナイト粒を粗大化できるため、長時間の焼鈍とする。したがって、８００℃以上の温度での滞留時間は３０ｓ以上とする。好ましくは６０ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、エネルギー効率等の観点からは、上記温度域での滞留時間は１０００ｓ以下が好ましい。
８００℃以上の温度での滞留時間が３０ｓ未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。また、焼鈍温度は高いほどオーステナイト粒を粗大化できるため、長時間の焼鈍とする。したがって、８００℃以上の温度での滞留時間は３０ｓ以上とする。好ましくは６０ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、エネルギー効率等の観点からは、上記温度域での滞留時間は１０００ｓ以下が好ましい。
第３実施形態の製造条件では、上記焼鈍後の８００℃未満の温度から室温まで冷却する間に、所定の条件で滞留処理し、かつ、めっき処理を施す。ＢＮは、８００℃未満の温度域での滞留処理中に析出させる。
８００℃未満の温度域での滞留時間：（２）式を満たす条件
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００ ・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での滞留時間（ｓ）とする。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００ ・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での滞留時間（ｓ）とする。
なお、温度は、１℃ごとに個別に保持時間が（２）式を満たすか否かを判定するものとし、同温度に複数回滞留される場合にはその積算値とする。ここで、連続冷却中の各温度（各滞留温度）における滞留時間は、冷却速度をＱ（℃／ｓ）としたとき、１／Ｑ（ｓ）とする。
例えば、７５０℃で保持する場合には、１≦ｔ≦１０００となる。また例えば、７５０℃に１ｓずつ３回滞留する場合には、７５０℃で３ｓ滞留したこととなる。後者の例の場合、（２）式に示す「ｔ」が３ｓとなり、（２）式の左辺値が１となり、（２）式の右辺値が１０００となるため、（２）式を満たすこととなる。
例えば、７５０℃で保持する場合には、１≦ｔ≦１０００となる。また例えば、７５０℃に１ｓずつ３回滞留する場合には、７５０℃で３ｓ滞留したこととなる。後者の例の場合、（２）式に示す「ｔ」が３ｓとなり、（２）式の左辺値が１となり、（２）式の右辺値が１０００となるため、（２）式を満たすこととなる。
８００℃未満の温度域での滞留時間が（２）式を満たさないほど短い場合、ＢＮの析出が不十分となる。一方、（２）式を満たさないほど長い場合、フェライトやパーライト等が過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られない。したがって、８００℃未満の温度域での滞留時間が（２）式を満たすこととする。なお、この滞留処理は、焼鈍後の８００℃未満の温度域であればどの時点で行ってもよく、例えば冷却中やめっき処理中であっても構わない。
なお、上記した本発明の鋼組織を得る観点からは、「焼鈍後、８００℃未満の温度から室温まで冷却する間」のヒートパターンは、例えば、多段冷却とするパターンや、多段冷却および再加熱を行うパターンとすることが好ましい。
多段冷却の場合、例えば、４５０℃以上の第１冷却停止温度まで一定条件で冷却し、必要に応じて冷却停止保持した後（第１冷却の後）、５５０℃以下の第２冷却停止温度まで一定条件で冷却し、必要に応じて冷却停止保持した後（第２冷却の後）、室温まで冷却（最終冷却）する。第１冷却では、平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上、冷却停止温度が４５０℃以上とすることが好ましい。第２の冷却では、平均冷却速度が１℃／ｓ以上、冷却停止温度が５５０℃以下とすることが好ましい。最終冷却では、平均冷却速度は０．５℃／ｓ以上、冷却終了温度が５０℃以下とすることが好ましい。
８００℃未満の温度域から第１冷却停止温度までの平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上
上記した８００℃未満の温度域から第１冷却停止温度までの平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、フェライトやパーライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、８００℃未満の温度域から第1冷却停止温度までの平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは１℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
上記した８００℃未満の温度域から第１冷却停止温度までの平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、フェライトやパーライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、８００℃未満の温度域から第1冷却停止温度までの平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは１℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
第１冷却停止温度：４５０℃以上
上記した第１冷却停止温度が４５０℃未満では、上部ベイナイトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第1冷却停止温度は４５０℃以上が好ましい。より好ましくは５００℃以上とする。
上記した第１冷却停止温度が４５０℃未満では、上部ベイナイトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第1冷却停止温度は４５０℃以上が好ましい。より好ましくは５００℃以上とする。
第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度：１℃／ｓ以上
第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、フェライト、パーライトおよび上部ベイナイト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度は、１℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは５℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、フェライト、パーライトおよび上部ベイナイト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度は、１℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは５℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
第２冷却停止温度：５５０℃以下
上記した第２冷却停止温度が５５０℃超えでは、フェライトやパーライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第２冷却停止温度は５５０℃以下が好ましい。より好ましくは５００℃以下とする。但し、第２冷却停止温度は第１冷却停止温度より低いものとする。
上記した第２冷却停止温度が５５０℃超えでは、フェライトやパーライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第２冷却停止温度は５５０℃以下が好ましい。より好ましくは５００℃以下とする。但し、第２冷却停止温度は第１冷却停止温度より低いものとする。
最終冷却の平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上
最終冷却の平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、パーライトや上部ベイナイト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、最終冷却の平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは１.０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
最終冷却の平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、パーライトや上部ベイナイト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、最終冷却の平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは１.０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
最終冷却の冷却停止温度：５０℃以下
最終冷却の冷却停止温度が５０℃超えでは、計量機器に支障をきたす場合があり、トラブル防止の観点から５０℃以下とすることが好ましい。
最終冷却の冷却停止温度が５０℃超えでは、計量機器に支障をきたす場合があり、トラブル防止の観点から５０℃以下とすることが好ましい。
多段冷却および再加熱を行う場合、例えば、４５０℃以上の温度まで一定条件で冷却し、必要に応じて冷却停止保持した後（第１冷却の後）、Ｂｓ点以下の温度に一定条件で冷却し、必要に応じて冷却停止した後（第２冷却の後）、１００℃以上に再加熱し、必要に応じて加熱停止保持した後（再加熱の後）、室温まで冷却（最終冷却）する。第１冷却では、平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上、冷却停止温度が４５０℃以上とすることが好ましい。第２冷却では、平均冷却速度が１℃／ｓ以上、冷却停止温度がＢｓ点以下とすることが好ましい。再加熱では、平均加熱速度は１℃／ｓ以上、加熱停止温度が１００℃以上とすることが好ましい。最終冷却では、平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上、冷却終了温度が５０℃以下とすることが好ましい。
８００℃未満の温度域から第１冷却停止温度までの平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上
上記した８００℃未満の温度域から第１冷却停止温度までの平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、フェライトやパーライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、８００℃未満の温度域から第１冷却停止温度までの平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは１.０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
上記した８００℃未満の温度域から第１冷却停止温度までの平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、フェライトやパーライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、８００℃未満の温度域から第１冷却停止温度までの平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは１.０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
第１冷却停止温度：４５０℃以上
上記した第１冷却停止温度が４５０℃未満では、上部ベイナイトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第１冷却停止温度は４５０℃以上が好ましい。より好ましくは５００℃以上とする。
上記した第１冷却停止温度が４５０℃未満では、上部ベイナイトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第１冷却停止温度は４５０℃以上が好ましい。より好ましくは５００℃以上とする。
第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度：１℃／ｓ以上
第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、フェライト、パーライトおよび上部ベイナイト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度は、１℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは５℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、フェライト、パーライトおよび上部ベイナイト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第１冷却停止温度から第２冷却停止温度までの平均冷却速度は、１℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは５℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
第２冷却停止温度：Ｂｓ点以下
上記した第２冷却停止温度がＢｓ点を超えると、フェライトやパーライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第２冷却停止温度はＢｓ点以下が好ましい。より好ましくは（Ｂｓ点−５０）℃以下とする。但し、第２冷却停止温度は第１冷却停止温度より低いものとする。
上記した第２冷却停止温度がＢｓ点を超えると、フェライトやパーライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、第２冷却停止温度はＢｓ点以下が好ましい。より好ましくは（Ｂｓ点−５０）℃以下とする。但し、第２冷却停止温度は第１冷却停止温度より低いものとする。
再加熱の平均加熱速度：１℃／ｓ以上
再加熱の平均加熱速度を１℃／ｓ以上とすることで、炭化物の過剰な生成を抑制して延性に有効な残留オーステナイトを得やすくなる。したがって、再加熱の平均加熱速度は１℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
再加熱の平均加熱速度を１℃／ｓ以上とすることで、炭化物の過剰な生成を抑制して延性に有効な残留オーステナイトを得やすくなる。したがって、再加熱の平均加熱速度は１℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
再加熱温度：１００℃以上
再加熱温度が１００℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、再加熱温度は１００℃以上とする。上限は特に規定しないが、５５０℃を超えると延性に有効な残留オーステナイトの分解を招いて延性が低下したり、マルテンサイトの焼戻しが過剰になって強度が低下する懸念がある。
再加熱温度が１００℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、再加熱温度は１００℃以上とする。上限は特に規定しないが、５５０℃を超えると延性に有効な残留オーステナイトの分解を招いて延性が低下したり、マルテンサイトの焼戻しが過剰になって強度が低下する懸念がある。
最終冷却の平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上
最終冷却の平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、パーライトや上部ベイナイト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、最終冷却の平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは１．０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
最終冷却の平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、パーライトや上部ベイナイト等が過剰に生成して本発明の鋼組織が得難くなる。したがって、最終冷却の平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上が好ましく、より好ましくは１．０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、１５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
最終冷却の冷却停止温度：５０℃以下
最終冷却の平均冷却速度が５０℃超えでは、計量機器に支障をきたす場合があり、トラブル防止の観点から５０℃以下とすることが好ましい。
最終冷却の平均冷却速度が５０℃超えでは、計量機器に支障をきたす場合があり、トラブル防止の観点から５０℃以下とすることが好ましい。
めっき処理
上記した熱処理工程では、焼鈍後、８００℃未満の温度域でめっき処理を施す。本発明において「めっき処理」とは、主に溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっきの合金化処理を指すが、これ以外のめっきを除外するものではない。
上記した熱処理工程では、焼鈍後、８００℃未満の温度域でめっき処理を施す。本発明において「めっき処理」とは、主に溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっきの合金化処理を指すが、これ以外のめっきを除外するものではない。
溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した熱延鋼板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理を施すことで製造できる。溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、例えば、４００〜５００℃の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。亜鉛めっき浴は、亜鉛を９０ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。
溶融亜鉛めっき合金板は、上記した溶融亜鉛めっき処理後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施すことで製造できる。合金化処理を施す場合は、例えば、４００〜６００℃の温度域で行うことが好ましい。
溶融亜鉛めっき処理後は鋼板を室温まで冷却し、表面性状やＹＳ制御のために、伸長率１％以下で調質圧延を施すことが好ましい。形状やＹＳの調整のために、レベラー矯正を施しても構わない。
本発明では、上記熱処理の工程内において、さらに次の処理（ＱＴ工程）を行ってもよい。
上記した８００℃未満の温度域での滞留処理の前、滞留処理の後、あるいは滞留処理の途中のいずれかで、さらに、１００℃〜Ｂｓ点を５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、０〜３５０℃の温度域で冷却停止し、その後１００〜６００℃の温度域に再加熱する工程（ＱＴ工程）を有することができる。この工程によって、マルテンサイトを焼き戻したり、残留オーステナイトを安定化させる等を行い、得られる鋼板の特性を適宜調整することができる。
なお、Ｂｓ点（ベイナイト変態開始点）は、例えば鋼の成分を用いた近似式によって求めることができる。本発明では以下の式を用いた。
Ｂｓ点（℃）＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］
ここで、上記の式における［Ｘ］は元素Ｘの質量％であり、含有されない場合はゼロとする。
Ｂｓ点（℃）＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］
ここで、上記の式における［Ｘ］は元素Ｘの質量％であり、含有されない場合はゼロとする。
なお、上述した第１実施形態〜第３実施形態の熱延鋼板（ＨＲ）および熱延めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）のそれぞれの製造方法における上記した条件以外の条件は、特に限定しない。例えば、以下の条件で行うことが好ましい。
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造することが好ましい。ただし、連続鋳造法に変えて、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。
スラブを上記条件で熱間圧延するにあたり、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ったり、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行ったりしてもよい。あるいは、スラブにわずかの保熱を行った後に、直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。
スラブを上記条件で熱間圧延するにあたり、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ったり、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行ったりしてもよい。あるいは、スラブにわずかの保熱を行った後に、直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。
スラブの加熱温度は、スケールロスの増大を防止するため、１３００℃以下とすることが好ましい。また、析出物を固溶させるためには１１００℃以上とすることが好ましい。なお、スラブ温度は、スラブ表面の温度である。
スラブを熱間圧延する際には、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。
熱間圧延では、圧延荷重の低減や、形状および材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで、摩擦係数が０．１０〜０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
次に、冷延鋼板の製造方法について説明する。
＜第４実施形態＞
本発明の高強度鋼板のうち、冷延鋼板は、次の製造条件で製造できる。
本発明の高強度鋼板のうち、冷延鋼板は、次の製造条件で製造できる。
例えば、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、次いで熱間圧延を施し、次いで冷間圧延を施し、次いで熱処理を施して、冷延鋼板を製造する。この熱間圧延を施すに際し、粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、その後６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取る。また、この熱処理を施すに際し、８００℃以上の焼鈍温度に加熱し、８００℃以上の温度で３０ｓ以上滞留させる焼鈍を施し、その後、８００℃未満の温度から室温までの冷却の間において、（２）式を満たすように滞留処理を施す。以下、詳細に説明する。
仕上げ圧延終了温度：８５０℃以上
仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満になると偏平粒が増大し、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０超となり、本発明の鋼組織が得られない。また、フェライトが微細に出る等してオーステナイト粒が微細化する場合がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上とし、より好ましくは８９０℃以上とする。上限は特に規定しないが、表面性状の安定化の観点から、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満になると偏平粒が増大し、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０超となり、本発明の鋼組織が得られない。また、フェライトが微細に出る等してオーステナイト粒が微細化する場合がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上とし、より好ましくは８９０℃以上とする。上限は特に規定しないが、表面性状の安定化の観点から、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間：１ｓ未満
冷延鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理した鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板においては、熱間圧延時にＢＮが過剰に析出すると、その後の熱処理においてフェライトやパーライト等の生成が促進されて、本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、上記温度域ではＢＮ析出を極力抑制する必要がある。６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ以上では、ＢＮ析出の抑制が不十分である。したがって、上記の仕上げ圧延後に８００℃まで冷却した後、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間は１ｓ未満とする。
冷延鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理した鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板においては、熱間圧延時にＢＮが過剰に析出すると、その後の熱処理においてフェライトやパーライト等の生成が促進されて、本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、上記温度域ではＢＮ析出を極力抑制する必要がある。６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ以上では、ＢＮ析出の抑制が不十分である。したがって、上記の仕上げ圧延後に８００℃まで冷却した後、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間は１ｓ未満とする。
５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
冷延鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理した鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板においては、熱間圧延時にＢＮが過剰に析出すると、その後の熱処理においてフェライトやパーライト等の生成が促進されて、本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、ＢＮ析出を極力抑制する必要がある。５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、ＢＮ析出の抑制が不十分である。したがって、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却する。上記温度域の平均冷却速度は、好ましくは３０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、上記温度域の平均冷却速度が５００℃／ｓ以上では、鋼板の面内の温度ばらつきの制御が難しくなる。このため操業性の観点からは、上記温度域の平均冷却速度は５００℃／ｓ未満が好ましい。
冷延鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理した鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板においては、熱間圧延時にＢＮが過剰に析出すると、その後の熱処理においてフェライトやパーライト等の生成が促進されて、本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、ＢＮ析出を極力抑制する必要がある。５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、ＢＮ析出の抑制が不十分である。したがって、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却する。上記温度域の平均冷却速度は、好ましくは３０℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、上記温度域の平均冷却速度が５００℃／ｓ以上では、鋼板の面内の温度ばらつきの制御が難しくなる。このため操業性の観点からは、上記温度域の平均冷却速度は５００℃／ｓ未満が好ましい。
巻取り温度：５５０℃以下
冷延鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理した鋼板、冷延板を熱処理およびの溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板においては、熱間圧延時にＢＮが過剰に析出すると、その後の熱処理においてフェライトやパーライト等の生成が促進されて本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、ＢＮ析出を極力抑制する必要がある。巻取り温度が５５０℃を超えると、ＢＮ析出の抑制が不十分となる。したがって、巻取り温度は５５０℃以下とする。より好ましくは５００℃以下とする。下限は特に規定しないが、形状安定性の観点からは、巻取り温度は１００℃以上とすることが好ましい。
冷延鋼板、冷延板を熱処理および溶融亜鉛めっき処理した鋼板、冷延板を熱処理およびの溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施した鋼板においては、熱間圧延時にＢＮが過剰に析出すると、その後の熱処理においてフェライトやパーライト等の生成が促進されて本発明の鋼組織が得られなくなる。そのため、ＢＮ析出を極力抑制する必要がある。巻取り温度が５５０℃を超えると、ＢＮ析出の抑制が不十分となる。したがって、巻取り温度は５５０℃以下とする。より好ましくは５００℃以下とする。下限は特に規定しないが、形状安定性の観点からは、巻取り温度は１００℃以上とすることが好ましい。
冷間圧延
本発明では、熱間圧延後から焼鈍までの間に、冷間圧延を施す。冷間圧延は、例えば、圧下率を２０％以上とすることが好ましい。圧下率が２０％未満では、アスペクト比の大きいオーステナイトが生成する場合がある。より好ましくは３０％以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、冷間圧延の圧下率は９０％以下とすることが好ましい。なお、ここでの圧下率は、合計圧下率を指す。合計圧下率ＣＲは、圧延前の板厚ｔ０と圧延後の板厚ｔ１から下記式より算出する。
ＣＲ（％）＝１００×（ｔ０−ｔ１）／ｔ０
焼鈍温度：８００℃以上
焼鈍温度が８００℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。また、焼鈍温度は高いほどオーステナイト粒を粗大化できるため、高温焼鈍とする。したがって、焼鈍温度は８００℃以上とする。好ましくは８２０℃以上とし、より好ましくは８４０℃以上とする。上限は特に規定しないが、エネルギー効率等の観点からは、焼鈍温度は１０００℃以下が好ましい。
本発明では、熱間圧延後から焼鈍までの間に、冷間圧延を施す。冷間圧延は、例えば、圧下率を２０％以上とすることが好ましい。圧下率が２０％未満では、アスペクト比の大きいオーステナイトが生成する場合がある。より好ましくは３０％以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性の観点から、冷間圧延の圧下率は９０％以下とすることが好ましい。なお、ここでの圧下率は、合計圧下率を指す。合計圧下率ＣＲは、圧延前の板厚ｔ０と圧延後の板厚ｔ１から下記式より算出する。
ＣＲ（％）＝１００×（ｔ０−ｔ１）／ｔ０
焼鈍温度：８００℃以上
焼鈍温度が８００℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。また、焼鈍温度は高いほどオーステナイト粒を粗大化できるため、高温焼鈍とする。したがって、焼鈍温度は８００℃以上とする。好ましくは８２０℃以上とし、より好ましくは８４０℃以上とする。上限は特に規定しないが、エネルギー効率等の観点からは、焼鈍温度は１０００℃以下が好ましい。
８００℃以上の温度域での滞留時間：３０ｓ以上
８００℃以上の温度域での滞留時間が３０ｓ未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。また、焼鈍温度は高いほどオーステナイト粒を粗大化できるため、長時間の焼鈍とする。したがって、８００℃以上の温度域での滞留時間は３０ｓ以上とする。好ましくは６０ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、エネルギー効率等の観点からは、上記温度域での滞留時間は１０００ｓ以下が好ましい。
８００℃以上の温度域での滞留時間が３０ｓ未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、本発明の鋼組織が得られない。また、焼鈍温度は高いほどオーステナイト粒を粗大化できるため、長時間の焼鈍とする。したがって、８００℃以上の温度域での滞留時間は３０ｓ以上とする。好ましくは６０ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、エネルギー効率等の観点からは、上記温度域での滞留時間は１０００ｓ以下が好ましい。
８００℃未満の温度域での滞留時間：（２）式を満たす条件
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００ ・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での滞留時間（ｓ）とする。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００ ・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での滞留時間（ｓ）とする。
なお、温度は、１℃ごとに個別に保持時間が（２）式を満たすか否かを判定するものとし、同温度に複数回滞留される場合にはその積算値とする。ここで、連続冷却中の各温度（各滞留温度）における滞留時間は、冷却速度をＱ（℃／ｓ）としたとき、１／Ｑ（ｓ）とする。
焼鈍後、８００℃未満の温度域での滞留時間が（２）式を満たさないほど短い場合、ＢＮの析出が不十分となる。一方、（２）式を満たさないほど長い場合、フェライトやパーライト等が過剰に生成して、本発明の鋼組織が得られない。したがって、８００℃未満の温度域での滞留時間が（２）式を満たすこととする。なお、滞留処理は焼鈍後の８００℃未満の温度域であればどの時点でもよく、冷却中やめっき処理中であっても構わない。
なお、上記した本発明の鋼組織を得る観点からは、「焼鈍後、８００℃未満の温度から室温まで冷却する間」のヒートパターンは、例えば、多段冷却とするパターンや、多段冷却および再加熱を行うパターンとすることが好ましい。ヒートパターンは、上記した第３実施形態と同様のため、説明は省略する。
第４実施形態では、上記熱処理の工程内において、さらに次の処理（ＱＴ工程）を行ってもよい。
上記した８００℃未満の温度域での滞留処理の前、滞留処理の後、あるいは滞留処理の途中のいずれかで、さらに、１００℃〜Ｂｓ点を５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、０〜３５０℃の温度域で冷却停止し、その後１００〜６００℃の温度域に再加熱する工程を有することができる。この工程によって、マルテンサイトを焼き戻したり、残留オーステナイトを安定化させる等を行い、得られる鋼板の特性を適宜調整することができる。
なお、Ｂｓ点（ベイナイト変態開始点）は、例えば鋼の成分を用いた近似式によって求めることができる。本発明では以下の式を用いた。
Ｂｓ＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］
ここで、上記の式における［Ｘ］は元素Ｘの質量％であり、含有されない場合はゼロとする。
Ｂｓ＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］
ここで、上記の式における［Ｘ］は元素Ｘの質量％であり、含有されない場合はゼロとする。
また第４実施形態では、上記した熱処理の工程中に、焼鈍後、さらに次のめっき処理を行ってもよい。
冷延板に溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、上記した熱処理の工程中の鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことで製造できる。溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、例えば、４００〜５００℃の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。亜鉛めっき浴は、亜鉛を９０ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。
溶融亜鉛めっき合金板は、上記した溶融亜鉛めっき処理後、さらに亜鉛めっきの合金化処理を施すことで製造できる。合金化処理を施す場合は、例えば、４００〜６００℃の温度域で行うことが好ましい。
なお、上述した冷延鋼板（ＣＲ）、冷延めっき鋼板（ＣＧＩ、ＣＧＡ）のそれぞれの製造方法における上記した条件以外の条件は、特に限定しない。例えば、スラブの溶製方法、連続圧延プロセス、酸洗、調質圧延等の各条件は、上記した第１〜第３実施形態の各条件と同様である。そのため、説明は省略する。
以下、各実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。なお、以下の各実施例は、本発明の好適な例を示すものであり、本発明は以下の実施例によって限定されるものではない。
＜実施例１＞
表１に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物である。）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを表２−１〜表２−３に示す条件で熱間圧延を施し、厚さ３ｍｍの熱延鋼板を作製した。
表１に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物である。）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを表２−１〜表２−３に示す条件で熱間圧延を施し、厚さ３ｍｍの熱延鋼板を作製した。
得られた熱延鋼板の一部には、さらに熱処理およびめっき処理を施した。熱処理は、実験室にて熱処理とめっき処理を一連で行う装置を用いて表２−３に示す条件で行った。
熱延溶融亜鉛めっき鋼板は、４６５℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたり付着量４０〜６０ｇ／ｍ２のめっき層を鋼板両面に形成させることで作製した。また、熱延合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した溶融亜鉛めっき処理後、さらに、５４０℃で１〜６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。
その後、熱延溶融亜鉛めっき鋼板および熱延合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、室温まで冷却した後、伸長率０．１％の調質圧延を施した。なお、鋼板Ｎｏ．２３〜２５はめっき処理後に滞留処理を行った。
得られた熱延鋼板（ＨＲ）、熱延溶融亜鉛めっき鋼板（ＨＧＩ）、熱延合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＨＧＡ）は、以下の試験方法に従い、鋼組織の測定、ＢＮとして析出したＢ量の測定、引張特性および耐遅れ破壊特性の評価をそれぞれ行った。
＜鋼組織の測定＞
鋼組織の測定は、上記した方法で行った。測定結果を表３−１〜表３−３に示す。
鋼組織の測定は、上記した方法で行った。測定結果を表３−１〜表３−３に示す。
＜ＢＮとして析出したＢ量の測定＞
ＢＮとして析出したＢ量は、抽出残渣分析により求める。めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）では、塩酸等によりめっき剥離を行った後、測定する。
熱延鋼板（ＨＲ）および熱延溶融亜鉛めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）より４０ｍｍ角のサンプルを採取し、１０％Ｂｒメタノールに溶解して炭化物を溶解させ、ろ過することで、炭化物以外の析出物を抽出する。これを酸に溶解し、蒸留した後、ＩＣＰ分析により求めたＢ量を、ＢＮとして析出したＢ量とした。測定結果を表３−１〜表３−３に示す。
ＢＮとして析出したＢ量は、抽出残渣分析により求める。めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）では、塩酸等によりめっき剥離を行った後、測定する。
熱延鋼板（ＨＲ）および熱延溶融亜鉛めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）より４０ｍｍ角のサンプルを採取し、１０％Ｂｒメタノールに溶解して炭化物を溶解させ、ろ過することで、炭化物以外の析出物を抽出する。これを酸に溶解し、蒸留した後、ＩＣＰ分析により求めたＢ量を、ＢＮとして析出したＢ量とした。測定結果を表３−１〜表３−３に示す。
なお、表３−１〜表３−３に示す「ＢＮとして析出したＢ量以外のＢ量」とは、表１に示す「Ｂ含有量」と、表３−１〜表３−３に示す「ＢＮとして析出したＢ量」との差である。
＜引張特性＞
熱延鋼板（ＨＲ）および熱延溶融亜鉛めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）より、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０−３／ｓとするＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。ＴＳを表３−１〜表３−３に示す。本発明では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上を合格とした。
熱延鋼板（ＨＲ）および熱延溶融亜鉛めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）より、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０−３／ｓとするＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。ＴＳを表３−１〜表３−３に示す。本発明では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上を合格とした。
＜耐遅れ破壊特性＞
熱延鋼板（ＨＲ）および熱延溶融亜鉛めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）より、圧延方向と平行な方向を幅方向とする試験片を採取した。試験片のサイズは、幅が３０ｍｍ、長さが１１０ｍｍとした。試験片は、稜線が圧延方向と平行となるように、１５ｍｍの曲げ半径で９０゜Ｖ曲げ加工を行い、スプリングバックで開いた分だけボルトで締め込み、それをｐＨ１の塩酸に浸漬し、割れが発生する時間（遅れ破壊時間）を調査した。浸漬時間は最大９６ｈｒ（時間）とし、９６ｈｒの間、割れが発生しなかったサンプルについては「割れ発生無し」と評価した。なお、試験片の端面は、いずれも機械加工仕上げとした。
熱延鋼板（ＨＲ）および熱延溶融亜鉛めっき鋼板（ＨＧＩ、ＨＧＡ）より、圧延方向と平行な方向を幅方向とする試験片を採取した。試験片のサイズは、幅が３０ｍｍ、長さが１１０ｍｍとした。試験片は、稜線が圧延方向と平行となるように、１５ｍｍの曲げ半径で９０゜Ｖ曲げ加工を行い、スプリングバックで開いた分だけボルトで締め込み、それをｐＨ１の塩酸に浸漬し、割れが発生する時間（遅れ破壊時間）を調査した。浸漬時間は最大９６ｈｒ（時間）とし、９６ｈｒの間、割れが発生しなかったサンプルについては「割れ発生無し」と評価した。なお、試験片の端面は、いずれも機械加工仕上げとした。
ここでは、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上１５５０ＭＰａ未満の鋼板では９６時間以上、１５５０ＭＰａ以上１７５０ＭＰａ未満の鋼板では１０時間以上、１７５０ＭＰａ以上２０００ＭＰａ未満の鋼板では１時間以上の間、割れ発生が無かったものを、合格（耐遅れ破壊特性に優れる）とし、「記号：〇（合格）」を付与した。一方、それ以外には「記号：×（不合格）」を付与した。得られた結果を表３−１〜表３−３に示す。
表３−１〜表３−３に示した結果から分かるように、本発明の製造条件を満たす発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、かつ優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度鋼板が得られた。一方、本発明の製造条件を外れる比較例では、本発明で目的とするＴＳ、耐遅れ破壊特性のいずれか１つ以上が得られていなかった。
＜実施例２＞
表４に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物である。）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを表５に示す条件で熱間圧延を行い、厚さ３ｍｍの熱延板を作製し、次いで、表５に示す条件で冷間圧延を行い、厚さ１．４ｍｍの冷延板を作製した。鋼板Ｎｏ．２７および２８については熱延板の厚さをそれぞれ４．０ｍｍおよび２．３ｍｍとし、冷間圧延を行って、それぞれ厚さ１．４ｍｍの冷延板とした。
表４に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物である。）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを表５に示す条件で熱間圧延を行い、厚さ３ｍｍの熱延板を作製し、次いで、表５に示す条件で冷間圧延を行い、厚さ１．４ｍｍの冷延板を作製した。鋼板Ｎｏ．２７および２８については熱延板の厚さをそれぞれ４．０ｍｍおよび２．３ｍｍとし、冷間圧延を行って、それぞれ厚さ１．４ｍｍの冷延板とした。
次いで、得られた冷延板に熱処理およびめっき処理を施して、冷延鋼板を作製した。熱処理は、実験室にて熱処理装置を用いて表５に示す条件で行った。
一部の冷延板は、熱処理とめっき処理を一連で行う装置を用いて熱処理および溶融亜鉛めっき処理を施して、冷延溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は、４６５℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたり付着量４０〜６０ｇ／ｍ２のめっき層を鋼板両面に形成させることで作製した。
また、一部の冷延溶融亜鉛めっき鋼板は、さらに合金化処理を施して、冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した溶融亜鉛めっき処理後、さらに、５４０℃で１〜６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。
その後、冷延溶融亜鉛めっき鋼板および冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、室温まで冷却した後、伸長率０．１％の調質圧延を施した。なお、鋼板Ｎｏ．１〜３はめっき処理後に滞留処理を行った。
得られた冷延鋼板（ＣＲ）、冷延溶融亜鉛めっき鋼板（ＣＧＩ）、および冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＣＧＡ）は、鋼組織の測定、ＢＮとして析出したＢ量の測定、引張特性および耐遅れ破壊特性の評価をそれぞれ行った。なお、これらの測定および評価は、上記した各試験方法と同様のため、説明を省略する。得られた結果を表６に示す。
表６に示した結果から分かるように、本発明の製造条件を満たす発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、かつ優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度鋼板が得られた。一方、本発明の製造条件を外れる比較例では、本発明で目的とするＴＳ、耐遅れ破壊特性のいずれか１つ以上が得られていなかった。
本発明の高強度鋼板を自動車部品用途に使用すると、自動車の衝突安全性改善と燃費向上に大きく寄与することができる。
Claims (11)
- 成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．４０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：１．５％以下、
Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、マルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率が４０〜１００％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率が０〜２０％、パーライトの面積率が３％以下であり、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以下であり、
ＢＮとして析出したＢ量が、質量％で０．０００５〜０．０１０％であり、
前記マルテンサイト、前記下部ベイナイト、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイト以外の組織の合計面積率と引張強度との関係が、（１）式を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
Ｖ（Ｓ）≦０．０００１×ＴＳ２−０．４×ＴＳ＋４００・・・・（１）
ここで、（１）式における、Ｖ（Ｓ）はマルテンサイト、下部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計面積率（％）であり、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）である。 - 前記旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が、５μｍ超であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記ＢＮとして析出したＢ以外のＢ量が、質量％で０．０００３％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．００２％以下、
Ｍｇ：０．００２％以下
のうちから選択される１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。 - 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、６５０℃超え８００℃以下の温度域で１〜１０００ｓ滞留させた後、５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延した後、６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後、５５０℃超え６５０℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、その後６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下の温度まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取り、
次いで、熱処理およびめっき処理を施すに際し、
８００℃以上の焼鈍温度に加熱し、８００℃以上の温度で３０ｓ以上滞留させる焼鈍を施し、
その後、８００℃未満の温度から室温までの冷却の間に、（２）式を満たすように滞留処理し、かつ、めっき処理を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での合計滞留時間（ｓ）とする。 - 前記熱処理は、前記滞留処理の前、前記滞留処理の後、あるいは前記滞留処理の途中のいずれかで、
さらに、１００℃〜Ｂｓ点を５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後再加熱する工程を有することを特徴とする請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。 - 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
粗圧延後、８５０℃以上の仕上げ圧延終了温度で仕上げ圧延し、その後６５０℃超え８００℃以下の温度域での滞留時間が１ｓ未満となる条件で冷却し、その後５５０〜６５０℃の温度域の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で５５０℃以下まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取り、
次いで、冷間圧延を施し、
次いで、熱処理を施すに際し、
８００℃以上の焼鈍温度に加熱し、８００℃以上の温度で３０ｓ以上滞留させる焼鈍を施し、
その後、８００℃未満の温度から室温までの冷却の間に、（２）式を満たすように滞留処理することを特徴とする高強度法鋼板の製造方法。
１０（７５０−Ｔ）／１２０≦ｔ≦１０００・・・・（２）
ここで、（２）式における、Ｔは８００℃未満の温度域での滞留温度（℃）、ｔは各滞留温度での合計滞留時間（ｓ）とする。 - 前記熱処理は、前記滞留処理の前、前記滞留処理の後、あるいは前記滞留処理の途中のいずれかで、
さらに、１００℃〜Ｂｓ点を５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後再加熱する工程を有することを特徴とする請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。 - 前記熱処理中に、前記焼鈍後さらにめっき処理を施すことを特徴とする請求項９または１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
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