JP5287770B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車、電気機器等の産業分野で使用される、加工性、とりわけ延性に優れた引張強さ（TS）が1470MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。そのため、車体材料の高強度化による車体部品の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。
一般に、鋼板の高強度化を図るためには、鋼板の組織全体に対してマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相の割合を増加させる必要がある。しかしながら、硬質相の割合を増加させることによる鋼板の高強度化は加工性の低下を招くことから、高強度と優れた加工性を併せ持つ鋼板の開発が望まれている。これまでに、フェライト−マルテンサイト二相鋼（DP鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したTRIP鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。
複合組織鋼板において硬質相の割合を増加させた場合、鋼板の加工性は硬質相の加工性の影響を強く受けるようになる。これは、硬質相の割合が少なく軟質なポリゴナルフェライトが多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能が鋼板の加工性に対して支配的であり、硬質相の加工性が十分でない場合においても延性等の加工性は確保されたのに対し、硬質相の割合が多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能ではなく硬質相の変形能自体が鋼板の成形性に直接影響するようになるからである。
このため、冷延鋼板の場合には、焼鈍およびその後の冷却過程で生成するポリゴナルフェライトの量を調整する熱処理を行った後、鋼板を水焼入れしてマルテンサイトを生成させ、再び鋼板を昇温して高温保持することにより、マルテンサイトを焼戻しして、硬質相であるマルテンサイト中に炭化物を生成させて、マルテンサイトの加工性を向上させてきた。しかしながら、通常、このような水焼入れを施す連続焼鈍水焼入れ設備の場合には、焼入れ後の温度は必然的に水温近傍となるため、未変態オーステナイトのほとんどがマルテンサイト変態することから、残留オーステナイトやその他の低温変態組織の活用は困難であった。そのため、硬質組織の加工性の向上はあくまでマルテンサイトの焼戻しによる効果に限られ、結果的に鋼板の加工性の向上も限られたものになっていた。
また、マルテンサイト以外を硬質相とする鋼板として、主相をポリゴナルフェライト、硬質相をベイナイトやパーライトとし、かつこれらの硬質相であるベイナイトやパーライトに炭化物を生成させた鋼板がある。この鋼板は、ポリゴナルフェライトのみで加工性を向上させるのではなく、硬質相中に炭化物を生成させることにより硬質相自体の加工性も向上させ、特に、伸びフランジ性の向上を図る鋼板である。しかしながら、主相をポリゴナルフェライトとしている以上、引張強さ（TS）で1180MPa超の高強度と加工性の両立を図ることが困難であった。
残留オーステナイトを含む複合組織鋼板に関しては、例えば特許文献１には、合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有する微細で均一なベイナイトとすることにより、曲げ加工性および衝撃特性に優れる高張力鋼板が提案されている。
また、特許文献２には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトとし、かつベイナイト中の残留オーステナイト量を規定することにより、焼付硬化性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
更に、特許文献３には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトを面積率で90%以上、ベイナイト中の残留オーステナイト量を1%以上15%以下とし、かつベイナイトの硬度（HV）を規定することにより、耐衝撃性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
特開平４−２３５２５３号公報 特開２００４−７６１１４号公報 特開平１１−２５６２７３号公報
しかしながら、上述した鋼板には以下に述べる課題がある。
特許文献１に記載される成分組成では、鋼板に歪みを付与した際に、高歪域でのTRIP効果を発現する安定した残留オーステナイトの量を確保することが困難であり、曲げ性は得られるものの、塑性不安定が生じるまでの延性が低く、張り出し性に劣る。
特許文献２に記載の鋼板は、焼付硬化性は得られるものの、ベイナイトあるいはさらにフェライトを主体として含みマルテンサイトを極力抑制した組織であるため、1180MPa超の引張強さ（TS）とすることはもとより、高強度化時における加工性を確保することも困難である。
特許文献３に記載の鋼板は、耐衝撃性を向上させることを主目的としており、硬さがHV250以下のベイナイトを主相とし、具体的にはこれを90%超で含む組織であるため、引張強さ（TS）を1180MPa超とすることは極めて困難である。
一方、プレス加工により成形される自動車部品のうち、例えば自動車衝突時に変形を抑制するドアインパクトビームやバンパーレインフォース等、特に強度が要求される部品の素材として用いられる鋼板には1180MPa以上、そして今後更に1470MPa以上の引張り強さ（TS）が要求されると考えられる。また、比較的形状が複雑な構造部品であるメンバー類やセンターピラーインナーなどの構造部品には、980MPa以上、そして今後更に1180MPa以上の引張り強さ（TS）が望まれる。
本発明は、これまで高強度ゆえに加工性の確保が困難であった点を有利に解決したもので、引張強さ（TS）が1470MPa以上でしかも延性に優れる高強度鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
また、本発明の高強度鋼板には、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板を含むものとする。
なお、本発明において、加工性に優れるとは、引張強さ（TS）×全伸び（T.EL）の値が29000MPa・%以上であることを意味する。
発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋼板の成分組成およびミクロ組織について鋭意検討を重ねた。その結果、マルテンサイト組織を活用して高強度化を図るとともに、鋼板中のC量を0.30%以上とC含有量を多くし、且つフェライト生成抑制効果やマルテンサイト焼戻し時の加工性向上効果を有するCrを添加した上で、オーステナイト単相領域で焼鈍した鋼板を急冷してオーステナイトを一部マルテンサイト変態させた後、マルテンサイトの焼戻しと残留オーステナイトの安定化を図ることによって、加工性、とりわけ強度と延性のバランスに著しく優れ、しかも引張強さが1470MPa以上の高強度鋼板が得られることを見出した。
本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
（１）質量%で
C：0.30%以上0.73%以下、
Si：3.0%以下、
Al：3.0%以下、
Si+Al：0.7%以上、
Cr：0.2%以上8.0%以下、
Mn：10.0%以下、
Cr+Mn：1.0%以上、
P：0.1%以下、
S：0.07%以下および
N：0.010%以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなり、
鋼板組織として、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が15%以上90%以下、残留オーステナイト量が10%以上50%以下、該マルテンサイトのうち50%以上が焼戻しマルテンサイトであり且つ該焼戻しマルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が10%以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が10%以下（0%を含む）を満足し、引張強さが1470MPa以上、引張強さ×全伸びが29000MPa・%以上であることを特徴とする高強度鋼板。
（２）旧オーステナイト粒界の全長さの30%以上が、前記焼戻しマルテンサイト中に存在するか、もしくは前記焼戻しマルテンサイトと隣接していることを特徴とする、上記（１）に記載の高強度鋼板。
（３）前記残留オーステナイト中の平均C量が0.7質量%以上であることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板。
（４）前記鋼板がさらに、質量%で、
Ni：0.05%以上5.0%以下を含有し、かつ前記Cr+Mn：1.0%以上に代えて
Cr+Mn+Ni：1.0%以上
を満たすことを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（５）前記鋼板がさらに、質量%で、
V：0.005%以上1.0%以下、
Mo：0.005%以上0.5%以下および
Cu：0.05%以上2.0%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（６）前記鋼板がさらに、質量%で、
Ti：0.01%以上0.1%以下および
Nb：0.01%以上0.1%以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（７）前記鋼板がさらに、質量%で、
B：0.0003%以上0.0050%以下
を含有することを特徴とする、上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（８）前記鋼板がさらに、質量%で、
Ca：0.001%以上0.005%以下および
REM：0.001%以上0.005%以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（９）上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、高強度鋼板。
(１０)上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、上記（１），（４）〜（８）のいずれか１項に記載の成分組成になる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下焼鈍した後、マルテンサイト変態開始温度Msに対してMs−150℃以上Ms未満の第１温度域まで平均冷却速度：３℃/s以上で冷却し、その後、340℃以上520℃以下の第２温度域に昇温し、引き続き該第２温度域に15秒以上1000秒以下保持することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
（１１）前記第２温度域への昇温中または前記第２温度域での保持中に、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、上記（１０）に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、加工性、とりわけ延性に著しく優れ、且つ引張強さ（TS）が1470MPa以上の高強度鋼板を安定して得ることができる。
従って、本発明は、自動車、電気機器等の産業分野での利用価値が非常に大きく、特に自動車車体の軽量化に対して極めて有用である。
本発明に従う製造方法における熱処理の温度パターンを示した図である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板組織を上記のように限定した理由について述べる。以下、面積率は、鋼板組織全体に対する面積率とする。
マルテンサイトの面積率：15%以上90%以下
マルテンサイトは硬質相であり、鋼板を高強度化するために必要な組織である。マルテンサイトの面積率が15%未満では、鋼板の引張強さ（TS）が1470MPaを満足しない。一方、マルテンサイトの面積率が90%を超えると、安定した残留オーステナイト量が確保できないため、延性等の加工性が低下することが問題となる。従って、マルテンサイトの面積率は、15%以上90%以下とする。好ましくは20%以上80%以下である。
マルテンサイトのうち、焼戻しマルテンサイトの割合：50%以上
焼戻しマルテンサイトの面積率：10%以上
焼戻しマルテンサイトの割合が、全マルテンサイトの面積率の50%未満または鋼板組織全体に対して10%未満の場合、引張強さは1470MPa以上となるものの、十分な延性が得られない場合がある。これは、高Cを含有する焼入れままのマルテンサイトが極めて硬質で変形能が低く靭性に劣り、その量が多くなると歪付与時に脆性的に破壊して結果的に優れた延性を得られなくなるためである。このような焼入れままのマルテンサイトは焼戻すことにより、強度は若干低下するもののマルテンサイト自体の変形能は大幅に改善されるため、歪付与時における脆性的な破壊は生じず、本発明の組織構成の実現によって、TS×T.ELを29000MPa・%以上とすることができる。従って、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの割合は鋼板中に存在する全マルテンサイト面積率の50%以上とし、焼戻しマルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率は10%以上とする。好ましくは、全マルテンサイト面積率の70%以上かつ鋼板組織全体に対して面積率で20%以上、さらに好ましくは全マルテンサイト面積率の80%以上かつ鋼板組織全体に対して面積率で30%以上である。なお、焼戻しマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡（SEM）での観察などによりマルテンサイト中に微細な炭化物が析出した組織として観察され、マルテンサイト内部にこのような炭化物が認められない焼入れままのマルテンサイトとは明瞭に区別することができる。
残留オーステナイト量：10%以上50%以下
残留オーステナイトは、加工時にTRIP効果によりマルテンサイト変態し、高Cを含有する硬質なマルテンサイトにより高強度化を進めると同時に歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
本発明の鋼板では、一部マルテンサイト変態させた後に、例えば炭化物の生成を抑制した上部ベイナイト変態などを活用して、特に、炭素濃化量を高めた残留オーステナイトを形成せしめる。その結果、加工時に高歪域でもTRIP効果を発現できる残留オーステナイトを得ることができる。なお、本発明では、炭素濃度の高い安定した残留オーステナイトを所定量確保することが重要であり、その手段として炭化物の生成を抑制した上部ベイナイト変態の活用は有効な手段であるが、この上部ベイナイト変態の活用は必ずしも必須というわけではなく、例えばマルテンサイト分率が高い状態では焼き入れ後の高温保持中にオーステナイト中への炭素の濃化を図ることができる。
このような残留オーステナイトとマルテンサイトを併存させて活用することにより、引張強さ（TS）が1470MPa以上の高強度領域でも良好な加工性が得られ、具体的には、TS×T.ELの値を29000MPa・%以上とすることができ、強度と延性のバランスに極めて優れた鋼板を得ることができる。
ここで、残留オーステナイトは、焼戻しマルテンサイトに囲まれた状態で分布するため、組織観察によりその量（面積率）を正確に定量することは難しいが、従来から行われている残留オーステナイト量を測定する手法であるX線回折（ERD）による強度測定、具体的にはフェライトとオーステナイトのＸ線回折強度比から求められる残留オーステナイト量が10%以上であれば、十分なTRIP効果を得ることができ、引張強さ（TS）が1470MPa以上で、TS×T.ELが29000MPa・%以上を達成できることが確認されている。なお、従来から行われている残留オーステナイト量の測定手法で得られた残留オーステナイト量は、残留オーステナイトの鋼板組織全体に対する面積率と同等であることを確認している。
残留オーステナイト量が10%未満の場合、十分なTRIP効果が得られない。一方、50%を超えると、TRIP効果発現後に生じる硬質なマルテンサイトが過大となり、靭性の劣化などが問題となる。従って、残留オーステナイトの量は、10%以上50%以下の範囲とする。好ましくは14%以上45%以下の範囲である。さらに好ましくは、18%以上40%以下の範囲である。
ポリゴナルフェライトの面積率：10%以下（0%を含む）
ポリゴナルフェライトの面積率が10%を超えると、引張強さ（TS）1470MPa以上を満足することが困難になると同時に、加工時に硬質組織内に混在した軟質なポリゴナルフェライトに歪が集中することにより加工時に容易に亀裂が発生し、結果として所望の加工性を得られない。ここで、ポリゴナルフェライトの面積率が10%以下であれば、ポリゴナルフェライトが存在しても硬質相中に少量のポリゴナルフェライトが孤立分散した状態となり、歪の集中を抑制することができ、加工性の劣化を避けることができる。従って、ポリゴナルフェライトの面積率は10%以下とする。好ましくは5%以下、さらに好ましくは3%以下であり、0%であってもよい。
本発明の鋼板には、一部マルテンサイト生成後に生成する場合がある上部ベイナイトはもとより、残部組織としてパーライトやウィドマンステッテンフェライト、下部ベイナイトを含んでも構わない。その場合、上部ベイナイトをのぞく残部組織の許容含有量は、面積率で20%以下とすることが好ましい。より好ましくは10%以下である。一方、上部ベイナイトは焼入れままマルテンサイトを焼戻しする際に生じることのある組織であり、その含有量が過大になると特に1.7GPaを超えるような強度確保は困難となるため、組織全体に対する面積率で60％以下とすることが好ましい。
以上が本発明の高強度鋼板における鋼板組織の基本構成であるが、必要に応じて次の構成を加えても良い。
旧オーステナイト粒界の全長さの30%以上が焼戻しマルテンサイト中に存在、もしくは焼戻しマルテンサイトと隣接
本発明鋼のように高Cの残留オーステナイトやマルテンサイトからなる組織を有する場合、鋼自体が高強度であるため成形・加工時に旧オーステナイト粒界から破壊が生じる場合がある。これは旧オーステナイト粒界の靱性が不足しているために生じるものと考えられるが、旧オーステナイト粒界を加工性に優れた焼戻しマルテンサイトの内部に存在させるか焼戻しマルテンサイトと隣接させることにより、成形・加工性の改善が可能である。このような効果を得るためには、旧オーステナイト粒界の全長さのうち30%以上が焼戻しマルテンサイト中に存在、もしくは焼戻しマルテンサイトと隣接している必要がある。好ましくは45%以上である。なお、旧オーステナイト粒界の全長さの測定は、特開２００５−２４１６３５号公報に開示されている手法で現出させた旧オーステナイト粒界の長さから求めることができ、さらに同一視野の領域を再度、バフ研磨、ナイタール腐食することにより、その旧オーステナイト粒界が焼戻しマルテンサイト中に存在、もしくは焼戻しマルテンサイトと隣接している割合を求めることができる。
残留オーステナイト中の平均C量：0.70%以上
TRIP効果を活用して優れた加工性を得るためには、引張強さ（TS）が1470MPa級以上の高強度鋼板においては、残留オーステナイト中のC量が重要である。発明者らが検討した結果、本発明の鋼板においては、従来行われている残留オーステナイト中の平均C量（残留オーステナイト中のC量の平均）を測定する方法であるX線回折（XRD）での回折ピークのシフト量から求める残留オーステナイト中の平均C量が0.70%以上であれば、より一層優れた加工性が得られることが解った。残留オーステナイト中の平均C量が0.70%未満の場合、加工時において低歪域でマルテンサイト変態が生じてしまい、加工性を向上させる高歪域でのTRIP効果が十分に得られない場合がある。従って、残留オーステナイト中の平均C量は0.70%以上とすることが好ましく、0.90%以上とすることがより好ましい。一方、残留オーステナイト中の平均C量が2.00%を超えると、残留オーステナイトが過剰に安定となり、加工中にマルテンサイト変態が生じず、TRIP効果が発現しないことにより、延性の低下が懸念される。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は2.00%以下とすることが好ましい。
次に、本発明において、鋼板の成分組成を上記のように限定した理由について述べる。なお、以下の成分組成を表す%は質量%を意味するものとする。
C：0.30%以上0.73%以下
Cは鋼板の高強度化および安定した残留オーステナイト量を確保するのに必要不可欠な元素であり、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。C量が0.30%未満では、鋼板の強度と加工性を確保することが難しい。一方、C量が0.73%を超えると、溶接部および溶接熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。従って、C量は0.30%以上0.73%以下の範囲とする。好ましくは、0.34%超0.69%以下の範囲であり、さらに好ましくは0.39%以上である。
Si：3.0%以下
Siは、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する有用な元素である。しかしながら、Si量が3.0%を超えると、ポリゴナルフェライトへの固溶量の増加による加工性、靭性の劣化を招き、また、赤スケール等の発生による表面性状の劣化や、溶融めっきを施す場合には、めっき付着性および密着性の劣化を引き起こす場合があるため、Si量は3.0%以下が好ましい。より好ましくは2.6%以下である。さらに好ましくは2.2％以下であり、０％であってもよい。
Al：3.0％以下
Alは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素であるが、3.0%を超えると、鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる場合があるため、Al量は3.0%以下が好ましい。さらに好ましくは、2.0%以下である。一方、Alの脱酸効果を得るためにはAl量を0.001%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.005%以上とする。なお、本発明におけるAl量は、脱酸後に鋼板中に含有するAl量とする。なお、Si等により脱酸する場合には、Alは０％であってもよい。
Si+Al：0.7%以上
SiやAlは、ともに炭化物の生成を抑制し、本発明において強度と延性のバランスを確保する上で重要な組織となる残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素である。炭化物の抑制はSiまたはAlを単独で含有させても効果があるが、少なくともSi量とAl量の合計で0.7％以上含有させる必要がある。
Cr：0.2%以上8.0%以下
Crは本発明において必須の元素であり、焼鈍温度からの冷却時にフェライトおよびパーライトの生成を抑制する作用を有すると同時に、マルテンサイトの加工性を向上させる。そのメカニズムは明確ではないが、炭化物の生成状態などを変化させることによって、硬質で高強度なマルテンサイトであっても、加工性が優れる状態が実現されているものと考えられ、その効果はCr量が0.2%以上で得られる。好ましくは0.5%以上、さらに好ましくは1.0%以上である。一方、Cr量が8.0%を超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要以上に高強度となる場合や十分な延性が得られない場合がある。このため、Cr量は8.0%以下とする。好ましくは6.0%以下、さらに好ましくは4.0%以下である。
Mn：10.0%以下
Mnは、鋼の強化に有効な元素であり、0.01％以上含有させることが好ましく、Crとともに活用可能である。しかしながら、含有量が、10.0%を超えると鋳造性の劣化などを引き起こす。従って、Mn量は10.0%以下とする必要がある。好ましくは7.0%以下、さらに好ましくは4.0%以下である。なお、Cr等を十分に活用する場合には、Mnは０％であってもよい。
Cr+Mn：1.0%以上
CrやMnは、焼鈍温度からの冷却時にフェライトやパーライト、ベイナイトの生成を抑制する元素である。本発明では極力焼鈍時に生成したオーステナイトを維持したまま一部マルテンサイト変態させることが望ましく、その実現のためにはCr+Mn量が1.0%以上であることを要する。好ましくは1.5%以上である。
P：0.1%以下
Pは、鋼の強化に有用な元素であるが、P量が0.1%を超えると、粒界偏析により脆化することにより耐衝撃性を劣化させ、鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には合金化速度を大幅に遅延させる。従って、P量は0.1%以下とする。好ましくは0.05%以下である。なお、P量は、低減することが好ましいが、0.005%未満とするには大幅なコスト増加を引き起こすため、その下限は0.005%程度とすることが好ましい。
S：0.07%以下
Sは、MnSなどの介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、S量を極力低減することが好ましい。しかしながら、S量を過度に低減することは、製造コストの増加を招くため、S量は0.07%以下とする。好ましくは0.05%以下であり、より好ましくは0.01%以下である。なお、Sは0.0005%未満とするには大きな製造コストの増加を伴うため、製造コストの点からはその下限は0.0005%程度である。
N：0.010%以下
Nは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。N量が0.010%を超えると耐時効性の劣化が顕著となるため、N量は0.010%以下とする。なお、Nを0.001%未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの点からは、その下限は0.001%程度である。
また、本発明では上記した基本成分の他、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
Ni：0.05%以上5.0%以下、かつCr+Mn：1.0%以上に代えてCr+Mn+Ni：1.0%以上
Niは、CrやMnと同様、焼鈍温度からの冷却時にフェライトやパーライト、ベイナイトの生成を抑制する元素であり、このような効果を得る上では、Ni量は0.05％以上とすることが好ましい。また、本発明では、前記したように、焼鈍時に生成したオーステナイトを極力維持したまま一部マルテンサイト変態させることが望ましく、そのためには、Niを含有する場合には、Ni量が0.05%以上で、かつ前記したCr+Mn量が1.0%以上という条件に代えてCr+Mn+Ni量を1.0%以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ni量が0.05%以上でかつCr+Mn+Ni量が1.5%以上である。なお、Ni量は5.0%を超えると鋼板の加工性を低下させる場合があるためNi量は5.0%以下が好ましい。
V：0.005%以上1.0%以下、Mo：0.005%以上0.5%以下、Cu：0.05%以上2.0%以下のうちから選ばれる１種または２種以上
V、MoおよびCuは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。その効果は、Ｖ：0.005%以上、Mo：0.005%以上およびCu:0.05%以上で得られる。一方、V：1.0%、Mo：0.5%およびCu：2.0%を超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要以上に高強度となる。従って、V、MoおよびCuを含有させる場合には、V：0.005%以上1.0%以下、Mo：0.005%以上0.5%以下およびCu：0.05%以上2.0%以下の範囲とする。
Ti：0.01%以上0.1%以下、Nb：0.01%以上0.1%以下のうちから選ばれる１種または２種
TiおよびNbは鋼の析出強化に有用で、その効果は、それぞれの含有量が0.01%以上で得られる。一方、それぞれの含有量が0.1%を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、TiおよびNbを含有させる場合は、Ti：0.01%以上0.1%以下およびNb：0.01%以上0.1%以下の範囲とする。
B：0.0003%以上0.0050%以下
Bはオーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果は0.0003%以上の含有で得られる。一方、含有量が0.0050%を超えると加工性が低下する。従って、Bを含有させる場合は、B：0.0003%以上0.0050%以下の範囲とする。
Ca：0.001%以上0.005%以下、REM：0.001%以上0.005%以下のうちから選ばれる１種または２種
CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有用である。その効果は、それぞれの含有量が0.001%以上で得られる。一方、それぞれの含有量が0.005%を超えると、介在物等の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥などを引き起こす。従って、CaおよびREMを含有させる場合には、Ca：0.001%以上0.005%以下およびREM：0.001%以上0.005%以下の範囲とする。
本発明の鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼片を製造後、熱間圧延し、ついで冷間圧延を施して冷延鋼板とする。本発明において、これらの処理に特に制限はなく、常法に従って行えば良いが、好適な製造条件は次のとおりである。鋼片を、1000℃以上1300℃以下の温度域に加熱した後、870℃以上950℃以下の温度域で熱間圧延を終了し、得られた熱延鋼板を350℃以上720℃以下の温度域で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、40%以上90%以下の範囲の圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板とする。
なお、本発明では、鋼板を通常の製鋼、鋳造、熱間圧延、酸洗および冷間圧延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば、薄スラブ鋳造やストリップ鋳造などにより熱間圧延工程の一部または全部を省略して製造しても良い。
得られた冷延鋼板に、図１に示す熱処理を施す。以下、図１を参照しながら説明する。
オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下の焼鈍を施す。本発明の鋼板は、マルテンサイトなど、未変態オーステナイトから変態させて得る低温変態相を主相とするものであり、ポリゴナルフェライトは極力少ない方が好ましく、このためオーステナイト単相域での焼鈍が必要である。焼鈍温度に関しては、オーステナイト単相域であれば特に制限はないが、焼鈍温度が1000℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる構成相の粗大化を引き起こし、靭性などを劣化させる。従って、焼鈍温度は、A3点（オーステナイト変態点）℃以上とする必要があり、1000℃以下とすることが好ましい。
ここで、A3点は、次式
A3点(℃) = 910-203×[C%]1/2+44.7×[Si%]-30×[Mn%]+700×[P%]+130×[Al%]
-15.2×[Ni%]-11×[Cr%]-20×[Cu%]+31.5×[Mo%]+104×[V%]+400×[Ti%]
によって算出することができる。なお、[X%]は鋼板の成分元素Xの質量%とする。
また、焼鈍時間が15秒未満の場合には、オーステナイトへの逆変態が十分に進まない場合や、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合がある。一方、焼鈍時間が1000秒を超えると、多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招く。従って、焼鈍時間は15秒以上1000秒以下の範囲とする。好ましくは、60秒以上500秒以下の範囲である。
焼鈍後の冷延鋼板は、Ms−150℃以上Ms点未満の第１温度域まで、平均冷却速度を3℃/s以上に制御して冷却される。この冷却は、Ms点未満まで冷却することによりオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるものである。ここで、第１温度域の下限がMs−150℃未満では、この時点で未変態オーステナイトがマルテンサイト化する量が過大となり、きわめて優れた強度−延性バランスが得られない。一方、第１温度域の上限がMs以上になると、適正量の焼戻しマルテンサイト量が確保できなくなる。従って、第１温度域の範囲は、Ms−150℃以上Ms点未満とする。また、平均冷却速度が３℃/s未満の場合、ポリゴナルフェライトの過剰な生成、成長や、パーライト等の析出が生じ、所望の鋼板組織を得られない。従って、焼鈍温度から第１温度域までの平均冷却速度は、３℃/s以上とする。好ましくは５℃/s以上、さらに好ましくは８℃/s以上である。平均冷却速度の上限は、冷却停止温度にバラツキが生じない限り特に限定されないが、一般的な設備では、平均冷却速度が100℃/sを超えると、鋼板の長手方向および板幅方向での組織のバラツキが著しく大きくなるため、100℃/s以下が好ましい。従って、平均冷却速度は、８℃/s以上100℃/s以下の範囲が好ましい。
なお、上述したMs点は、フォーマスタ試験などによる冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することが好ましいが、例えば次式に示すような近似式によって求めることもできる。Ｍは、経験的に求められる近似値である。
M点(℃)＝540−361×｛[Ｃ%]/(１−[α%]/100)｝−６×[Si%]−40×[Mn%]
＋30×[Al%]−20×[Cr%]−35×[Ｖ%]−10×[Mo%]−17×[Ni%]−10×[Cu%]
ただし、[Ｘ%]は鋼板の成分元素Xの質量%、[α%]はポリゴナルフェライトの面積率とする。
なお、ポリゴナルフェライトの面積率は、例えば、1000〜3000倍のSEM写真の画像処理などによって測定される。
また、ポリゴナルフェライトは、上記した条件での焼鈍・冷却後の鋼板において観察されるものであり、所望の成分組成の冷延鋼板について、焼鈍・冷却後にポリゴナルフェライトの面積率を求め、鋼板の成分組成から求まる合金元素の含有量と共に上掲式に代入することによって、Mの値を求めることができる。
第１温度域まで冷却された鋼板は、340℃以上520℃以下の第２温度域まで昇温され、第２温度域で15秒以上1000秒以下の時間保持される。
第２温度域では、焼鈍温度から第１温度域までの冷却により生成したマルテンサイトを焼戻し、未変態オーステナイトを炭化物の生成を抑制した上部ベイナイトに変態させることなどによりオーステナイトの安定化を進める。第２温度域の上限が520℃を超えると、未変態オーステナイトから炭化物が析出するため、所望の組織が得られない。一方、第２温度域の下限が340℃未満の場合、未変態オーステナイトから下部ベイナイトが生成し、オーステナイト中へのC濃化量が少なくなることが問題となる。従って、第２温度域の範囲は、340℃以上520℃以下の範囲とする。好ましくは、370℃以上450℃以下の範囲である。
また、第２温度域での保持時間が15秒未満の場合、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、所望の鋼板組織とすることができず、その結果、得られる鋼板の加工性を十分に確保することができない場合があるので、この第２温度域における保持時間は15秒以上とする必要がある。一方、本発明において、第２温度域での保持時間は、上部ベイナイト変態を進める必要がある場合においても第１温度域で生成したマルテンサイトによるベイナイト変態促進効果により、1000秒あれば十分である。通常、本発明鋼のように、ＣやCr，Mnなどの合金成分が多くなると、ベイナイト変態は遅延するが、本発明のようにマルテンサイトと未変態オーステナイトが共存すると、ベイナイト変態速度が著しく速くなることは従来から幾つか報告があり、発明者らも本発明鋼においては知見している。一方、第２温度域での保持時間が、1000秒を超える場合、鋼板の最終組織として残留オーステナイトとなる未変態オーステナイトから炭化物が析出してC濃化した安定な残留オーステナイトが得られず、その結果、所望の強度と延性またはその両方が得られない場合がある。従って、保持時間は15秒以上1000秒以下とする。好ましくは、30秒以上700秒以下である。さらに好ましくは、40秒以上400秒以下である。
なお、本発明における一連の熱処理では、上述した所定の温度範囲内であれば、保持温度は一定である必要はなく、所定の温度範囲内で変動しても本発明の趣旨を損なわない。冷却速度についても同様である。また、熱履歴さえ満足すれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されても構わない。さらに、熱処理後に、形状矯正のために鋼板の表面に調質圧延を施すことや電気めっき等の表面処理を施すことも本発明の範囲に含まれる。
本発明の高強度鋼板の製造方法には、さらに、溶融亜鉛めっき処理、あるいは溶融亜鉛めっき処理にさらに合金化処理を加えた合金化溶融亜鉛めっき処理を加えることができる。
溶融亜鉛めっき処理や合金化溶融亜鉛めっき処理は、第１温度域から第２温度域への昇温中、第２温度域保持中、第２温度域保持後のいずれでも構わないが、いずれの場合においても、第２温度域での保持時間は、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理の処理時間も含めて15秒以上1000秒以下とする。なお、該溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理は、連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが好ましい。
また、本発明の高強度鋼板の製造方法では、上記した本発明の製造方法に従い、熱処理まで完了させた高強度鋼板を製造した後、改めて溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを加えることができる。
鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う方法は、特に限定されることはなく、常法に従えばよい。例えば、次のとおりである。
鋼板をめっき浴中に浸入させ、ガスワイピングなどで付着量を調整する。めっき浴中の溶解Al量は、溶融亜鉛めっき処理の場合は0.12%以上0.22%以下の範囲、合金化溶融亜鉛めっき処理の場合は0.08%以上0.18%以下の範囲とすることが好ましい。
処理温度は、溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴の温度は通常の450℃以上500℃以下の範囲であればよく、さらに合金化処理を施す場合、合金化時の温度は550℃以下とすることが好ましい。合金化温度が550℃を超える場合、未変態オーステナイトから炭化物が析出したり、場合によってはパーライトが生成するため、強度や加工性またはその両方が得られず、また、めっき層のパウダリング性も劣化する。一方、合金化時の温度が450℃未満では合金化が進行しない場合があるため、450℃以上とすることが好ましい。
めっき付着量は片面当たり20g/m2以上150 g/m2以下の範囲とすることが好ましい。めっき付着量が20g/m2未満では耐食性が不足し、一方、150 g/m2を超えても耐食効果は飽和し、コストアップを招くだけである。めっき層の合金化度（めっき層中のFe質量%(Fe含有量)）は7質量%以上15質量%以下の範囲が好ましい。めっき層の合金化度が7質量%未満では、合金化ムラが生じ外観品質が劣化したり、めっき層中にいわゆるζ相が生成され鋼板の摺動性が劣化したりする。一方、めっき層の合金化度が15質量%を超えると、硬質で脆いΓ相が多量に形成され、めっき密着性が劣化する。
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定するものではない。また、本発明の要旨構成の範囲内で構成を変更することは、本発明の範囲に含まれるものとする。
表１に示す成分組成の鋼を溶製して得た鋼片を、1200℃に加熱し、870℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を650℃で巻き取り、次いで熱延鋼板を酸洗後、65%の圧延率（圧下率）で冷間圧延し、板厚：1.2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表２に示す条件で熱処理を施した。なお、表２中の冷却停止温度：T1とは、焼鈍温度から鋼板を冷却する際に、鋼板の冷却を停止する温度とする。
Figure 0005287770
Figure 0005287770
また、一部の冷延鋼板については、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。ここで、溶融亜鉛めっき処理は、めっき浴温度：463℃、目付け量（片面あたり）：50g/m2となるように両面めっきを施した。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、同じくめっき浴温度：463℃、目付け量（片面あたり）：50g/m2として合金化度（Fe質量%(Fe含有量)）が9質量%となるように合金化温度：550℃以下で合金化条件を調整して両面めっきを施した。なお、溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理は、表２中に示すT1℃まで一旦冷却した後に行った。
得られた鋼板に、めっき処理を施さない場合には熱処理後に、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施す場合にはこれらの処理の後に、圧延率（伸び率）：0.3%の調質圧延を施した。
かくして得られた鋼板の諸特性を以下の方法で評価した。
各鋼板から試料を切り出し研磨して、板幅方向に平行な法線を有する面を走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて3000倍で10視野組織観察して、各相の面積率を測定し、各結晶粒の相構造を同定した。
旧オーステナイト粒界の全長さの測定方法および旧オーステナイト粒界が焼戻しマルテンサイト中に存在、もしくは焼戻しマルテンサイトと隣接している割合の求め方は、次のとおりである。
旧オーステナイト粒界は、特開２００５−２４１６３５号公報に開示されているピクリン酸＋界面活性剤＋塩化第一鉄＋シュウ酸に反応速度調整剤としてHClとグリセリンを混合させた腐食液でエッチングすることにより現出させた。これより、×500〜×1000倍で旧オーステナイト粒界を光学顕微鏡で観察し、画像処理装置で全長さを測定したのち、再度、鏡面研磨−ナイタールエッチングした同一視野の組織をSEMで観察し、旧オーステナイト粒界が焼戻しマルテンサイトの内部または隣接している割合を求めた。
残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の1/4まで研削・研磨し、X線回折強度測定により求めた。入射X線にはCo-Kαを用い、フェライトの(200)、(211)、(220)各面の回折強度に対するオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度比から残留オーステナイト量を計算した。
残留オーステナイト中の平均C量は、X線回折強度測定でのオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度ピークから格子定数を求め、次の計算式から残留オーステナイト中の平均C（質量%）を求めた。
a0 = 0.3580+0.0033×[C%]+0.00095×[Mn%]+0.0056×[Al%]+0.022×[N%]
ただし、a0：格子定数（nm）、[X%]：元素Xの質量%。なお、C以外の元素の質量%は、鋼板全体に対する質量%とした。
引張試験は、鋼板の板幅方向を長手方向としたJIS 5号試験片（JIS Z 2201）を用いて、JIS Z 2241に準拠して行った。TS（引張強さ）、T.EL（全伸び）を測定し、強度と全伸びの積（TS×T.EL）を算出して、強度と加工性（延性）のバランスを評価した。なお、本発明では、TS×T.EL≧29000（MPa・%）の場合を良好とした。以上の評価結果を表３に示す。
Figure 0005287770
表３から明らかなように、本発明の鋼板はいずれも、引張強さが1470MPa以上で、かつTS×T.ELの値が29000MPa・%以上という高強度と優れた加工性を兼ね備え、とりわけ延性に優れていることが確認された。
本発明に従い、鋼板中のC量を0.30%以上とC含有量を多くし、且つフェライト抑制効果を有するCrを添加した上で、オーステナイト単相領域で焼鈍した鋼板を急冷してオーステナイトを一部マルテンサイト変態させた後、マルテンサイトの焼戻しと残留オーステナイトの安定化を図ることによって、加工性、とりわけ強度と延性のバランスに著しく優れ、しかも引張強さが1470MPa以上の高強度鋼板を得ることができる。

Claims (11)

  1. 質量%で
    C：0.30%以上0.73%以下、
    Si：3.0%以下、
    Al：3.0%以下、
    Si+Al：0.7%以上、
    Cr：0.2%以上8.0%以下、
    Mn：10.0%以下、
    Cr+Mn：1.0%以上、
    P：0.1%以下、
    S：0.07%以下および
    N：0.010%以下
    を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなり、
    鋼板組織として、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が15%以上90%以下、残留オーステナイト量が10%以上50%以下、該マルテンサイトのうち50%以上が焼戻しマルテンサイトであり且つ該焼戻しマルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が10%以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が10%以下（0%を含む）を満足し、引張強さが1470MPa以上、引張強さ×全伸びが29000MPa・%以上であることを特徴とする高強度鋼板。
  2. 旧オーステナイト粒界の全長さの30%以上が、前記焼戻しマルテンサイト中に存在するか、もしくは前記焼戻しマルテンサイトと隣接していることを特徴とする、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 前記残留オーステナイト中の平均C量が0.7質量%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。
  4. 前記鋼板がさらに、質量%で、
    Ni：0.05%以上5.0%以下を含有し、かつ前記Cr+Mn：1.0%以上に代えて
    Cr+Mn+Ni：1.0% 以上
    を満たすことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 前記鋼板がさらに、質量%で、
    V：0.005%以上1.0%以下、
    Mo：0.005%以上0.5%以下および
    Cu：0.05%以上2.0%以下
    のうちから選んだ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１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  6. 前記鋼板がさらに、質量%で、
    Ti：0.01%以上0.1%以下および
    Nb：0.01%以上0.1%以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  7. 前記鋼板がさらに、質量%で、
    B：0.0003%以上0.0050%以下
    を含有することを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  8. 前記鋼板がさらに、質量%で、
    Ca：0.001%以上0.005%以下および
    REM：0.001%以上0.005%以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１〜７のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  9. 請求項１〜８のいずれか１項に記載の鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、高強度鋼板。
  10. 請求項１〜８のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、請求項１，４〜８のいずれか１項に記載の成分組成になる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下焼鈍した後、マルテンサイト変態開始温度Msに対してMs−150℃以上Ms未満の第１温度域まで平均冷却速度：３℃/s以上で冷却し、その後、340℃以上520℃以下の第２温度域に昇温し、引き続き該第２温度域に15秒以上1000秒以下保持することを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
  11. 前記第２温度域への昇温中または前記第２温度域での保持中に、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
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