JP5245475B2

JP5245475B2 - 鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5245475B2
Application number: JP2008066089A
Authority: JP
Inventors: 宏太郎林; 英夫水上; 章裕山中; 太香月; 英樹松田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-03-14
Filing date: 2008-03-14
Publication date: 2013-07-24
Anticipated expiration: 2028-03-14
Also published as: JP2009221519A

Description

本発明は、鋼板およびその製造方法に関し、具体的には、自動車補強部材や自動車シート部材など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。

自動車産業においては、安全性向上と燃費節減につながる軽量化を達成するため、加工性に優れる高強度鋼板がますます注目されるようになってきた。近年では、高強度鋼板の適用部位が拡大し、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板に対しても、極めて高いレベルの曲げ性が要求される場合が多い。特に、自動車のシートレール部品のように曲げ半径の小さい加工部を備える部材に対しては、従来以上の厳しい曲げ性が要求される。

高強度鋼板の曲げ性の改善については、従来、鋼組織の制御というアプローチがとられ、特許文献１に記載されているように、低温変態生成相の硬さを低下させ、フェライト相との硬度差を小さくすることが良いとされている。一方、特許文献２や特許文献３に記載されているように、フェライトの結晶粒を超微細化させると、曲げ性と同様に局部変形能が必要な伸びフランジ性と高強度化が両立できるとされている。

しかしながら、高強度化を目的として、Ｍｎを多量に含有する高強度鋼板の場合、図１に示すように、凝固偏析によって局所的な化学組成の変動が生じ、図２に示すように、その変動に対応した不均一組織が形成される。

したがって、特許文献１に開示された技術では、鋼板全体でフェライト相、低温変態相の硬さそのものを精緻に制御することは極めて困難であるだけでなく、局所的な化学組成の変動に対応した不均一組織によって、図３に示すように、加工部の表面に目視でも観察されるような顕著な凹凸が出現し、その凹凸が不均一変形を助長して割れを誘発し、曲げ性そのものを劣化させる。また、割れに至らない場合であっても、加工部に凹凸が存在すると、部品としての衝突特性が劣化する。

また、凝固偏析によって、変態現象が局所的に変化し、結晶粒径も不均一となるので、特許文献２や特許文献３に開示された技術でも、曲げ性を改善することができない。とりわけ、これらの文献に記載の技術では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために、鋼中に凝固偏析しやすいＭｎ、Ｎｉを多量に含有させているので、上述のように曲げ性や部品としての衝突性に劣ることが容易に予想される。

また、組織均一化の点から、単相組織という究極的なアプローチがあり、特許文献４に記載されているように、究極の均一組織であるマルテンサイト単相組織にすることによって、曲げ性も向上させることができるとされている。しかしながら、特許文献４に開示された技術のように、鋼組織をマルテンサイト単相にしたのでは、鋼板の平坦性が損なわれ、部品精度が必要な自動車部品として適用が困難となる。また、特許文献５に記載されているように、フェライト単相組織にすることによって、曲げ性と同様に局部変形能が必要な穴拡げ性と高強度化が両立できるとされている。しかしながら、特許文献５に開示された技術では、表面粗度と板厚制度を向上させる冷間圧延の工程が必要な高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板への適用を考慮して、冷間圧延が必要なプロセスに適用した場合、多量の炭窒化物形成元素を添加することにより、再結晶温度の上昇が起こり、Ａｃ_３以上の高温焼鈍が必要となり、析出物の粗大化が進み、高強度化できない問題がある。

したがって、曲げ性と高強度化を両立させるためには、高強度化のためにＭｎを多量に含有しても均一組織が得られるような、一見相反することを両立させなければならない。

不均一組織の起源である凝固偏析そのものを拡散によって解消するアプローチがある。特許文献６に記載されているように、鋼材を１２５０℃以上の高温に１０時間以上の長時間保持する溶質化処理によって、偏析が低減され、鋼材が均質化されるとされている。しかしながら、特許文献６に開示された技術だけでは、凝固偏析が完全に消滅することはないので、残存した偏析によって、不均一組織が形成され、加工部に凹凸を除去できず、曲げ性が十分でない。
特開昭６２−１３５３３号公報特開２００４−２１１１２６号公報特開２００４−２５０７７４号公報特開２００２−１６１３３６号公報特開２００２−３２２５３９号公報特開平４−１９１３２２号公報

本発明は、上述したように従来の技術では製造することが困難であった、引張強度が７８０ＭＰａ以上で曲げ性に優れる高強度の鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明において「曲げ性に優れる」とは、１８０゜曲げ試験の最小曲げ半径が１．０ｔ以下であって、目視レベルで加工後の表面に凹凸が出現しないことを意味する。したがって、特に断りがない限り、本明細書における曲げ性はそのような物性、実部材の観察によって評価される。なお、シートフレーム、クロスメンバーやピラーといった高強度かつ複雑な形状の部品に対応するためには、曲げ性のみならず、延性も必要であり、所望の引張強度と曲げ性を達成しつつ、ＴＳ×ＥＬ値が１４０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。なお、部材の薄肉化に貢献するためには、所望の曲げ性を達成しつつ、引張強度が９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬ値が１４０００ＭＰａ・％以上であることがさらに好ましい。

本発明は、高強度鋼板において、従来の技術では困難であった、凝固偏析に起因する不均一組織の生成を、抑制できるように、化学組成および製造条件を見直して最適化することによって所望のＭｎ濃度分布とすることができ、これにより、引張強度が７８０ＭＰａ以上の曲げ性に優れる高強度鋼板を得られるという知見に基づくものである。

本発明は、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下（本明細書においては特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以上４．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が２５０μｍ以下であり、定常部のＭｎ濃度（Ｍｎ_ｓｔ）と、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度（Ｍｎ_ｃｏ）から算出されるＭｎ偏析比（＝Ｍｎ_ｃｏ／Ｍｎ_ｓｔ）が１．２０以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上で１８０°曲げ試験の限界最小曲げ半径が１．０ｔ以下であることを特徴とする鋼板である。

この本発明に係る鋼板では、化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、（ｉ）Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下およびＶ：０．２％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有すること、（ｉｉ）Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有すること、（ｉｉｉ）Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有すること、及び（ｉｖ）Ｂ：０．０１％以下を含有することのうちの少なくとも一を満足することが望ましい。

別の観点からは、本発明は、下記（Ｄ）および（Ａ）〜（Ｃ）の工程を備えることを特徴とする、上述した本発明に係る鋼板の製造方法である。

（Ｄ）上記の化学組成を備える溶鋼を、スラブ鋳片の表面から１０ｍｍ深さ位置の凝固速度を１００℃／ｍｉｎとして連続鋳造することによりスラブとする連続鋳造工程；
（Ａ）前記連続鋳造工程により得られたスラブを１２００℃以上１３５０℃以下の温度域に８時間以上３０時間以下保持する均質化工程；

（Ｂ）均質化工程により得られた鋼材に仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４００℃以上７００℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とし、この熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする熱間圧延工程および冷間圧延工程であって、熱間圧延と冷間圧延との総圧下率が９５％以上である熱間圧延工程および冷間圧延工程；ならびに

（Ｃ）この冷延鋼板に７５０℃以上９５０℃以下の温度域で焼鈍を施す連続焼鈍工程。

本発明により、７８０ＭＰａ以上の強度を有し、曲げ性に優れる高強度鋼板を得ることができる。本発明にかかる鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。

以下、本発明を実施するための最良の形態を説明する。
はじめに、本発明にかかる鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。

（Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下）
Ｃは、強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上にするために、少なくとも０．０３％以上含有する。しかし、０．２０％を超えてＣを含有すると溶接性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以上０．２０％以下とする。なお、引張強度を９８０ＭＰａ以上にするためにはＣを少なくとも０．０５％以上含有するため、Ｃ含有量は好ましくは０．０５％以上０．２０％以下である。

（Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下）
Ｓｉは、曲げ性をさほど劣化させることなく強度向上に寄与する元素であり、本発明では０．００５％以上含有する。ただし、２．０％を超えてＳｉを含有すると、化成処理性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、０．００５％以上２．０％以下とする。なお、０．２％を超えてＳｉを含有すると、めっきの濡れ性、合金化処理性及び密着性を劣化させるため、溶融亜鉛めっき鋼板の場合にはＳｉ含有量は０．００５％以上０．２％以下とする。

（Ｍｎ：１．５％以上４．０％以下）
Ｍｎは、強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上にするために少なくとも１．５％以上含有する。ただし、４．０％を超えてＭｎを含有すると、転炉における鋼の溶解や精錬が困難になるだけでなく、溶接性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は１．５％以上４．０％以下とする。なお、引張強度を９８０ＭＰａ以上にするためには少なくとも１．８％以上Ｍｎを含有する。一方、３．０％を超えてＭｎを含有すると、フェライト生成が抑制されて延性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は好ましくは１．８％以上３．０％以下とする。

（Ｐ：０．１％以下）
Ｐは、一般には不可避的に含有される不純物であり、Ｐ含有量が０．１％超となると溶接性が劣化する。このため、Ｐ含有量は０．１％以下とする。一方、Ｐは固溶強化元素でもあり、鋼板の強化に有効であるので、その含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。

（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、曲げ性及び溶接性の観点からは低いほど望ましい。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。

（Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸させるために添加される元素であり、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させるのに有効に作用する元素でもあるので、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。ただし、１．０％を超えてＡｌを含有させると、溶接性が劣化するとともに、酸化物系介在物が増加するために表面性状が劣化する。このため、Ａｌ含有量は０．０１％以上１．０％以下とする。なお、好ましくは０．０２％以上０．２％以下である。

（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、曲げ性の観点からは低いほど望ましい。そのため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。

（Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下）
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、必要に応じて含有する元素である。延性を確保しつつ、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有することが有効である。この効果を確実に得るには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの何れかの元素を０．００３％以上含有することが好ましい。ただし、０．２％を超えてＴｉ、ＮｂまたはＶを含有すると、後述する均質化工程中に、Ｔｉ、ＮｂまたはＶの炭窒化物が粗大化して曲げ性が劣化する。このため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．２％以下とすることが好ましい。また、０．０３％以上のＴｉ、ＮｂまたはＶを含有する場合において、曲げ性を劣化させないためには、後述するように、連続焼鈍中に一旦、Ａｃ_３点以上に加熱しなければならない。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合、引張強度を７８０ＭＰａ以上にするために、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有することが好ましい。

（Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下）
Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、必要に応じて含有する元素である。連続焼鈍の冷却停止温度を３００℃以上にして本発明にかかる鋼板を製造する場合において、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するには、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上含有することが有効である。上記効果を確実に得るには、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉのいずれかを０．０１％以上含有することが好ましい。ただし、それぞれ１％を超えてＣｒ、Ｍｏ、ＣおよびＮｉを含有しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるだけでなく、熱延板が硬質となって冷間圧延が困難となる。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上を上記の量で含有することが好ましい。

（Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒは、必要に応じて含有する元素であって、介在物制御、特に微細分散化に寄与し、曲げ性をさらに向上させる元素であるので、いずれかの元素を０．００１％以上含有することが好ましい。しかし、過剰に含有させると表面性状を劣化させるため、それぞれの元素の含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。

（Ｂ：０．０１％以下）
Ｂは、必要に応じて含有する元素であって、組織を均一微細にする効果だけでなく、粒界や異相界面の強度を上げる効果によって、微小亀裂の発生を抑制し、曲げ性向上に寄与する元素であるので、０．０００５％以上含有することが好ましい。ただし、０．０１％を超えてＢを含有すると、粒界にホウ化物が形成され、曲げ性が劣化する。このため、Ｂ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。

なお、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。
次に、本発明の鋼板のＭｎ分布の限定理由について説明する。
上記した組成を有する本発明の鋼板は、鋼板表面において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が２５０μｍ以下であり、Ｍｎ偏析比が１．２０以下である。

（Ｍｎ濃化部の板幅方向の平均間隔：２５０μｍ以下）
本発明にかかる鋼板のＭｎ分布は、表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が２５０μｍ以下である。Ｍｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が２５０μｍ以下であることにより、加工部に凹凸が発生しにくくなり、曲げ性の向上に寄与する。また、Ｍｎ濃化部が２５０μｍ以下であることは、換言すると、熱間圧延に供する鋼材において不均一組織のもととなる最表層のデンドライト一次アーム間隔が２５０μｍ以下である。鍛造せずに一次アーム間隔を２５０μｍ以下とするためには、スラブ鋳片の表面における凝固速度を１００℃／ｍｉｎ以上とすることが有効である。後述するように、デンドライト一次アーム間隔が２５０μｍ以下になることによって、Ｍｎ偏析を解消させるために必要な均質化工程の時間を大幅に短縮でき、曲げ性を向上できる。

（Ｍｎ偏析比：１．２０以下）
表面において、Ｍｎ偏析比が１．２０以下とする。Ｍｎ偏析比が１．２０以下であることにより、均一組織となり、加工部に凹凸が発生しにくくなり、曲げ性向上に寄与する。また、Ｍｎ偏析比が１．２０以下とするには、後述するように、均質化処理する必要がある。

次に、本発明の鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
上記した化学組成の溶鋼を転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼材とするのが望ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。

これら溶製した鋼材を鍛造せずに均質化処理する場合には、上述した一次アーム間隔を２５０μｍ以下にするために、スラブ鋳片の表面から１０ｍｍ深さ位置における凝固速度を１００℃／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。この鋳造された鋼材に均質化処理を施す。

（均質化温度：１２００℃以上１３５０℃以下）
本発明では、均質化温度を１２００℃以上１３５０℃以下とする。均質化温度が１２００℃未満では、Ｍｎ偏析による不均一組織が解消されず、曲げ性を改善することが出来ない。一方、１３５０℃を超えると、スケールロスが増加するだけでなく、加熱炉の損傷が著しく、量産できない。

（均質化時間：５時間以上３０時間以下）
本発明では、均質化時間を５時間以上３０時間以下とする。均質化時間が５時間未満では、Ｍｎ偏析による不均一組織が解消されず、曲げ性を改善することが出来ない。一方、３０時間を超えると、スケールロスが増加するだけでなく、生産性が劣り、コスト高に繋がる。

この鋼材に熱間圧延と冷間圧延とを施し、熱間圧延と冷間圧延との総圧下率を９５％以上として冷延鋼板とする。このとき、熱間圧延工程において、粗圧延後仕上圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。

（仕上温度：８００℃以上９５０℃以下）
本発明では、仕上温度を８００℃以上９５０℃以下とする。仕上温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、操業できない。一方、９５０℃を超えると、スケールによる疵が発生し、表面性状が劣化する。

（巻取温度：４００℃以上７５０℃以下）
本発明では、巻取温度を４００℃以上７５０℃以下とする。巻取温度が４００℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。また、巻取温度が７５０℃を超えると、鋼板表面の酸化が促進され、表面性状が劣化する。

熱延鋼板は、通常の方法で酸洗を施された後に冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。

（熱間圧延と冷間圧延を併せての総圧下率：９５％以上）
本発明では、熱間圧延と冷間圧延を併せての総圧下率を９５％以上とする。熱延板を酸洗する場合、総圧下率は次式で算出される。

総圧下率（％）＝（１−冷延板の板厚／均質化処理する鋼材の板厚）×１００
前述したように、凝固偏析を均質化処理だけで完全に解消することは難しい。加工後に発生する表面凹凸は、圧延面内に存在する圧延方向に展伸したＭｎ濃度の板幅方向の変動だけでなく、Ｍｎ濃化帯が板厚方向に厚みを持つことにも由来する。したがって、Ｍｎ濃化帯の厚みを減ずることによって、加工後の表面凹凸の抑制が促進され、曲げ性が改善される。その効果を発現させるためには、前述した均質化処理を施したうえで、上記総圧下率を９５％以上とすることが有効である。なお、連続焼鈍後の鋼板の組織を均一にするためには、冷間圧延の圧下率は３０％以上とするのが好ましい。なお、酸洗の前もしくは後に、圧下率５％以下程度の軽度の圧延を行い、形状を修正すると平坦確保の点で有利となる。また、この軽度の圧延により、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、溶融めっき亜鉛鋼板のめっき密着性、冷延鋼板の表面性状を向上させる効果がある。

このようにして得られた冷延鋼板は、本発明によれば、７５０℃以上９５０℃以下の温度域で焼鈍を施す。その際、引張強度、曲げ性は焼鈍温度までの昇温速度の影響を受けないが、生産性の点から、昇温速度を１℃／ｓ以上とすることが好ましい。

（焼鈍温度：７５０℃以上９５０℃以下）
本発明では、７５０℃以上９５０℃以下の温度域で焼鈍を施す。焼鈍温度が７５０℃未満では、未再結晶が残存し、均一な組織が得られなくなり、曲げ性とともに延性が低下する。一方、９５０℃を超えると、焼鈍炉の損傷が著しく、量産できない。なお、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する場合、再結晶が抑制されるので、均一組織として曲げ性を劣化させないためには、連続焼鈍中に一旦、Ａｃ_３点以上に加熱することが有効である。

なお、未再結晶を完全に除去し、曲げ性を安定確保するためには、均熱時間は５ｓ以上とすることが好ましい。一方、生産性の観点からは、２００ｓ以内とすることが好ましい。

焼鈍後の冷却については、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するために、６５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする。平均冷却速度を６５０℃から５５０℃までの温度域で規定する理由は、その温度域にて、軟質なフェライトと曲げ性劣化に作用するセメンタイトが生成しやすいので、冷却中のフェライト、セメンタイトの生成を抑制することにより、強度と曲げ性の両立を図るためである。

曲げ性は、冷却停止温度の影響を受けない。ただし、焼鈍後の鋼板の平坦性を高めるためには、冷却停止温度を３００℃以上とし、３００℃以上５５０℃以下で１５０ｓ以上保持することが好ましい。しかし、冷却停止温度を３００℃以上とし、３００℃以上５５０℃以下で１５０ｓ以上保持すると、鋼板の引張強度を９８０ＭＰａ以上にすることが困難となる。このため、冷却停止温度が３００℃以上で、引張強度を９８０ＭＰａ以上にするために、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上を含有することが望ましい。

また、溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、比較的高温のめっき浴へ浸漬し、浸漬後に、合金化処理による再加熱を施すことがあるので、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上にすることが困難となる。このため、溶融亜鉛めっき鋼板の場合で、かつ引張強度を７８０ＭＰａ以上にするために、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上の含有、または、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上の含有が有効である。溶融亜鉛めっき鋼板の場合、冷却停止温度は４６０℃以上６００℃以下とするのが好ましい。冷却停止温度が４６０℃未満では、めっき浴浸入時の抜熱が大きく、操業できない。一方、６００℃超では、操業が難しい。なお、溶融亜鉛めっきに関しては、常法に従い、４１０℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬する。浸漬後、合金化処理してもよい。合金化処理する場合、合金化処理を４６０℃以上６００℃以下とすることが望ましい。合金化処理温度が４６０℃未満では、合金化未処理が発生し、鋼板の表面性状が劣化する。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、パウダリングが発生する。

さらに、焼鈍後に調質圧延を伸び率０．０５％以上１％以下で行うことが好ましい。調質圧延によって降伏点伸びを抑制するとともにプレス時の焼付け、かじりを防止することができる。

このように、本発明により、表面において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が２５０μｍ以下であり、Ｍｎ偏析比が１．２以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である、曲げ性に優れた高強度鋼板が得られる。

表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、スラブ鋳片の表面から１０ｍｍ深さ位置における凝固速度が表２に示す条件となるようにして連続鋳造することにより、２４５ｍｍ厚のスラブを作製した。

連続鋳造スラブの表面より、幅１６０ｍｍ×長さ２００ｍｍ×厚さ３０ｍｍの鋼材を切り出し、表２に示す条件にて熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施し冷延鋼板とした。ただし、Ｍｎ濃化部の板幅方向の平均間隔を変化させるために、供試材Ｎｏ．７だけは、スラブ表面より６０ｍｍ内側の位置より、幅１６０ｍｍ×長さ２００ｍｍ×厚さ３０ｍｍの鋼材を切り出した。

得られた冷延鋼板に対し、１０℃／ｓの昇温速度で加熱し、表３に示す連続焼鈍条件に基づき、加熱し、焼鈍した。焼鈍温度から冷却停止温度まで表３に示す条件で冷却し、それ以降、冷延鋼板製造時、溶融亜鉛めっき鋼板製造時の熱処理を模擬するように、表３に示す条件で焼鈍板を作製した。各種冷延板を用いて、Ａｃ_３点を測定するとともに、各種製造条件で得られた焼鈍板に対して、ＥＰＭＡ分析によりＭｎ分布を調査した。また、引張試験、曲げ稜線が圧延方向となるような曲げ試験を実施し、機械特性を評価した。また、曲げ変形後の外観は、曲げ半径が１．０ｔ（＝１．２ｍｍ）となるような成形後に、目視にて凹凸の有無を確認した。

（実験方法）
（平均凝固速度）
得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片の表面から１０ｍｍ深さ位置にて、５箇所のデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、下記式に基づいて、その値からスラブの液相線温度〜固相線温度内の冷却速度Ａ（℃／分）を算出した。

λ＝７１０×Ａ^{−０．３９}

（Ａｃ_３点の測定）
表１に示す化学組成の鋼の冷延板を用い、１０℃／ｓの昇温速度で加熱した際の膨張率変化を解析することによって、各供試鋼のＡｃ_３点を測定した。

（ＥＰＭＡ分析）
各種焼鈍板の圧延面を研削して表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）をバフ研磨し、分析用サンプルを作製し、ＥＰＭＡでＭｎ分布を調査した。ビーム系１０μｍにて、圧延方向に５００μｍ、圧延方向に直角方向に総計８ｍｍの領域を測定し、５００μｍ幅で平均された圧延方向に直角方向のＭｎ濃度分布を解析した。得られたＭｎ濃度分布より、極大値をＭｎ濃化部とし、極小値を定常部とし、Ｍｎ偏析比とＭｎ濃化部の平均間隔を算出した。

（引張試験）
圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。

（曲げ試験）
各種焼鈍板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に直角方向を長手方向とする曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取した。その際、板厚が１．２ｍｍ以上の焼鈍板は曲げ内側となる面を研削し、板厚１．２ｍｍの試験片とした。なお、曲げ外側となる面は、実際の鋼板最表面を再現するために、スラブの表面側とした。２．４ｍｍの鋼板を挟んだ１８０゜曲げ試験を実施し、割れの有無を目視にて確認した。割れが無い試験片に対して、前回より１．２ｍｍだけ薄い１．２ｍｍの鋼板を挟んだ１８０゜曲げ試験を実施し、同様に割れの有無を確認した。割れが無い場合、さらに、鋼板を挟まない密着曲げを行い、同様に割れの有無を確認した。

試験後に割れが認められない鋼板の板厚を曲げ試験片の板厚の２倍（２．４ｍｍ）で割ることにより、板厚（ｔ）で規格した最小曲げ半径（表４にＲｍｉｎと表示）を算出した。

（曲げ変形後の表面性状）
各種焼鈍板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に直角方向を長手方向とする曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ６０ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取した。その際、板厚が１．２ｍｍ以上の焼鈍板は曲げ内側となる面を研削し、板厚１．２ｍｍの試験片とした。なお、曲げ外側となる面は、実際の鋼板最表面を再現するために、スラブの表面側とした。先端に１．２ｍｍの半径を持つ９０゜のポンチで押し込み、曲げ試験を実施し、表面の凹凸の有無を目視にて確認した。凹凸が有るものを不良、無いものを良好とした。

（試験結果の説明）
これらの結果を表４に示す。

本発明例の鋼板は、表面において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が２５０μｍ以下であり、Ｍｎ偏析比が１．２以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上の曲げ性に優れた高強度鋼板が得られる。

これに対し、比較例の供試材Ｎｏ．１、２、５、６、９は製造条件が本発明の範囲から外れており、曲げ性が悪く、曲げ変形後の表面性状が不良となる。また、供試材Ｎｏ．７は所望のＭｎ分布が満足しておらず、曲げ性が悪く、曲げ変形後の表面性状が不良となる。また、比較例の供試材Ｎｏ．１１は製造条件が本発明の範囲から外れており、曲げ性が悪い。また、比較例の供試材Ｎｏ．１６は化学組成と製造条件の組み合わせが好適条件から外れており、所望の強度が得られない。

本発明例のうち、Ｔｉ、ＮｂまたはＶの含有量が上述した好ましい範囲にある鋼板Ｎｏ．８、１０、１５、１８は引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、（ＴＳ×Ｅｌ）値が１４０００ＭＰａ・％以上であり、曲げ性に優れたさらに好ましい高強度鋼板である。

Ｍｎ濃度分布の一例を示す説明図である。高強度鋼板の不均一組織を示す説明図である。曲げ変形後の表面性状を示す説明図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が２５０μｍ以下であり、定常部のＭｎ濃度（Ｍｎ_ｓｔ）とＭｎ濃化部のＭｎ濃度（Ｍｎ_ｃｏ）から算出されるＭｎ偏析比（Ｍｎ_ｃｏ／Ｍｎ_ｓｔ）が１．２０以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上であるとともに、１８０°曲げ試験の限界最小曲げ半径が１．０ｔ以下であることを特徴とする鋼板。
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下およびＶ：０．２％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１記載の鋼板。
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１または請求項２記載の鋼板。
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の鋼板。
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１％以下を含有する、請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の鋼板。
下記（Ｄ）および（Ａ）〜（Ｃ）の工程を備えることを特徴とする請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法：
（Ｄ）請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の化学組成を備える溶鋼を、スラブ鋳片の表面から１０ｍｍ深さ位置の凝固速度を１００℃／ｍｉｎとして連続鋳造することによりスラブとする連続鋳造工程；
（Ａ）前記連続鋳造工程により得られたスラブを１２００〜１３５０℃の温度域に８〜３０時間保持する均質化工程；
（Ｂ）前記均質化工程により得られた前記スラブに仕上温度：８００℃〜９５０℃、巻取温度：４００〜７００℃の熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする熱間圧延工程および冷間圧延工程であって、前記熱間圧延と前記冷間圧延との総圧下率が９５％以上である熱間圧延工程および冷間圧延工程；ならびに
（Ｃ）前記冷延鋼板に７５０〜９５０℃の温度域で焼鈍を施す連続焼鈍工程。