JP5309528B2

JP5309528B2 - 高強度鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP5309528B2
Application number: JP2007279046A
Authority: JP
Inventors: 宏太郎林; 啓達小嶋
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-10-26
Filing date: 2007-10-26
Publication date: 2013-10-09
Anticipated expiration: 2027-10-26
Also published as: JP2009108343A

Description

本発明は、例えば、自動車車体の各種補強部材や自動車のシート部材等の素材として用いるのに好適な高強度鋼板及びその製造方法に関する。

自動車の安全性及び燃費の向上を図るための軽量化の一環として、自動車車体や自動車部品の素材として加工性に優れた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、高強度化への要求がより一層厳しくなっており、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板まで用いられるようになってきた。このような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ことが多い。特に、最近では、例えばシートレールのように曲げ半径が小さい曲げ加工部を備える自動車部品に対しても高強度鋼板が用いられつつあり、従来以上に高い曲げ性が要求される傾向にある。

高強度鋼板の曲げ性の改善に関して、特許文献１により開示されるように、低温変態生成相の硬さを低下して軟質なフェライト相との硬度差を小さくし、かつ均一な焼戻し組織とすることが有効とされている。

さらに、特許文献２には、究極の均一組織であるマルテンサイト単相組織とすることにより、曲げ性と同様に局部変形能が必要な伸びフランジ性を向上させることができるとされている。

一方、特許文献３には、表面のみフェライトを主体として延性を有する組織とすることにより、曲げ性及び高強度化を両立できるとされている。
特開昭６２−１３５３３号公報特開２００２−１６１３３６号公報特開平１０−１３０７８２号公報

合金元素を多量に含有する高強度鋼板では、凝固偏析によって部分的に化学組成が変動し、成分偏析が発生し易い。したがって、ＴｉやＮｂ等を多量に含有する特許文献１により開示された発明では、フェライト相及び低温変態相の硬さを鋼板全体について精緻に制御することが極めて難しい。また、成分偏析に起因して生じる組織の不均一によって、曲げ性そのものが劣化するだけでなく、曲げ加工のような強加工を施して部品とすると、曲げ加工部の表面の凹凸が顕著になって割れの起点となり易いため、この部品の衝突特性が劣化することがある。

特許文献２により開示された発明では、鋼組織をマルテンサイト単相とするための急冷及び変態により鋼板の形状が不良となり、鋼板の平坦性が損なわれる。また、この発明では溶接熱影響部が軟化し易いため、溶接が施される自動車部品に用いることは難しい。このため、母材の組織制御を行うだけでは、自動車部品に適した曲げ性に優れる高強度鋼板を提供することはできない。

曲げ加工部の歪みは表面に集中するので、曲げ性は表面付近の延性によって支配される。このため、特許文献３により開示された発明のように表面のみ延性のあるフェライト組織とすることは、自動車部品に適し、かつ、高強度鋼板の曲げ性を改善することに有効である。しかし、この発明では、表面をフェライト組織にするために必要な鋼板の表面の脱炭により多量のスケールが発生することによって、鋼板の表面性状が損なわれるだけでなく、発生したスケールを除去することにより板厚が低下して板厚の精度を確保できない。したがって、母材の組織制御に加えて、脱炭以外の手段によって鋼板の表面の延性を向上しなければならない。

本発明の目的は、引張強度が７８０ＭＰａ以上であって曲げ性に優れることから、例えば、自動車車体の各種補強部材や自動車のシート部材等の素材として用いるのに好適な高強度鋼板及びその製造方法を提供することである。なお、本明細書において「曲げ性に優れる」とは、１８０°曲げ試験の最小曲げ半径が１．５ｔ以下であることを意味する。したがって、特にことわ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によって評価される。

本発明者らは、上記の特性を備える高強度鋼板を提供するためにその組成、組織及び製造条件について鋭意検討を重ねた結果、組成及び製造条件を適正なものとすることによって、未再結晶フェライトを含まず、フェライト及びベイナイトの平均粒径が３．５μｍ以下と組織を微細化するとともに、表面のＢを連続焼鈍工程で低減して、表面から２〜１０μｍの深さ位置における、アルゴンスパッタを用いたグロー放電発光分光分析によるＢ強度の最小値が、表面から８０μｍの深さ位置における、アルゴンスパッタを用いたグロー放電発光分光分析によるＢ強度の６０％以下とすることにより、引張強度が７８０ＭＰａ以上であって曲げ性に優れる高強度鋼板を製造できることを知見して、本発明を完成した。

本発明は、Ｃ：０．０５％以上０．１７％以下（本明細書では特にことわりがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらにＳｉ：０．００５％以上０．５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下の双方を合計で０．５％以下含有し、さらにＴｉ及びＮｂの１種または２種を、下記（１）式を満足する範囲で含有し、さらに、任意添加元素として、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下及びＶ：０．２％以下からなる群から選ばれた１種又は２種以上と、Ｃａ：０．００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下及びＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種又は２種以上とを含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、未再結晶フェライトを含まず、フェライト及びベイナイトの平均粒径が３．５μｍ以下である鋼組織を有し、表面から２〜１０μｍの深さ位置における、アルゴンスパッタを用いたグロー放電発光分光分析（以降「ＧＤＳ分析」と略記する）によるＢ強度の最小値が、表面から８０μｍの深さ位置におけるＧＤＳ分析によるＢ強度の６０％以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板である。
０．０５％≦［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］／２≦０．２％・・・・・（１）
ただし、（１）式において［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は、それぞれＴｉ、Ｎｂの含有量（％）を示す。

ここで、「ＧＤＳ分析」とは、特殊な構造をしたグロー放電管を用い、試料を陰極として放電を起こさせ、アルゴンイオンによるスパッタリング現象を利用して試料の表面を削りながらこの表面に存在する元素を測定するグロー放電発光分光分析を意味する。分析条件としては、ＧＤＳ（堀場製作所製、ＪＹ−５０００ＲＦ）を使用して、アノード径４ｍｍφ、ＲＦ出力３５Ｗ、アルゴン圧力６００Ｐａが例示される。なお、スパッタリング速度を０．１μｍ／ｓとして、深さを算出することが例示される。

別の観点からは、本発明は、下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法である。
（Ａ）上述した本発明に係る高強度鋼板が有する化学組成を有する鋼素材を１１００℃以上１３００℃以下とした後に熱間圧延を行い、８００℃以上９５０℃以下の温度域でこの熱間圧延を終了し、４５０℃以上７００℃以下の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程。
（Ｂ）この熱延鋼板に酸洗を行った後、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程。及び
（Ｃ）この冷延鋼板を、Ｎ_２濃度が９５体積％以上の雰囲気で６００℃〜Ａｃ_３変態点の温度域を３０秒以上かけてＡｃ_３変態点以上の温度域に加熱してオーステナイト単相組織とし、Ｎ_２濃度が９５体積％以上の雰囲気でオーステナイト単相組織の状態に６０秒間以上保時した後に、Ａｒ_３変態点から５５０℃まで平均冷却速度が５℃／秒以上となる冷却条件で冷却する連続焼鈍工程。

本発明により、引張強度が７８０ＭＰａ以上であって曲げ性に優れることから、例えば、自動車車体の各種補強部材や自動車のシート部材等の素材として用いるのに好適な高強度鋼板及びその製造方法を提供することができ、これにより、自動車の車体やその構成部品の軽量化を推進することができる。

以下、本発明に係る高強度鋼板及びその製造方法を実施するための最良の形態を、添付図面を参照しながら、詳細に説明する。
本発明に係る高強度鋼板の化学組成の限定理由は次の通りである。

（Ｃ：０．０５％以上０．１７％以下）
Ｃは、強度向上に寄与する元素であり、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために少なくとも０．０５％含有する。しかし、０．１７％を超えて含有すると、不均一な組織となって曲げ性が劣化する。そこで、Ｃ含有量は０．０５％以上０．１７％以下とする。好ましくは０．０５％以上０．１０％以下である。

（Ｍｎ：２．０％以上３．０％以下）
Ｍｎは、強度の向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を７８０ＭＰａ以上とするために少なくとも２．０％含有する。しかし、３．０％を超えて含有すると、不均一な組織となって曲げ性が劣化する。そこで、Ｍｎ含有量は２．０％以上３．０％以下とする。

（Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下）
Ｂは、重要な元素の一つであって、組織を均一かつ微細にするだけではなく、粒界や異相界面の強度を高める効果によって微小亀裂の発生を抑制し、曲げ性を向上する。このためには、少なくとも０．０００５％含有する。しかし、０．０１％を超えて含有すると上述した効果が飽和して経済的に無駄であるだけでなく、粒界にホウ化物が形成されて曲げ性が劣化する。そこで、Ｂ含有量は０．０００５％以上０．０１％以下とする。

なお、鋼板の表面付近に存在するホウ化物は、歪みの集中によって亀裂発生源となり、鋼板の曲げ性を劣化させる。このため、本発明では、表面付近に存在するホウ化物の量を低下して曲げ性を確保するために、後述するように表面付近のＢ濃度を低下する。

（Ｐ：０．０３％以下）
Ｐは、本発明では不純物であり、過多にＰを含有させると不均一な組織となって曲げ性が劣化する。そこで、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。

（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、鋼中において硫化物として存在し、この硫化物が応力集中源となって曲げ性が劣化する。このため、Ｓ含有量はできるだけ低いことが望ましいが、Ｓ含有量は０．０１％以下であれば曲げ性に悪影響を及ぼさない。そこで、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。

（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、本発明では不純物であり、過多にＮを含有させると粗大な窒化物が析出して加工性が劣化する。このため、Ｎ含有量はできるだけ低いことが望ましいが、Ｎ含有量は０．０１％以下であれば加工性に悪影響を及ぼさない。そこで、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。

（Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、合計で０．５％以下）
Ｓｉは、曲げ性をさほど劣化することなく強度の向上に寄与する元素であるので、０．００５％以上含有する。しかし、０．５％を超えて含有すると化成処理性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量を０．００５％以上０．５％以下とする。

Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、鋼の清浄度を向上させるのに有効に作用する。シリケート介在物を除去し、曲げ性を向上するためにｓｏｌ．Ａｌで０．０１％以上含有する。しかし、０．１％を超えて含有すると酸化物系介在物が増加して、表面性状が劣化する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上０．１％以下とする。好ましくは０．０１％以上０．０６％以下である。

さらに、Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌの双方を合計で０．５％を超えて含有すると、Ａｃ_３変態点が高まり、オーステナイト単相域で連続焼鈍する際にＭｎ酸化物が生成し、鋼板の表面性状が劣化する。このため、Ｓｉ含有量及びｓｏｌ．Ａｌ含有量の合計を０．５％以下とする。

（Ｔｉ、Ｎｂ：０．０５％≦［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］／２≦０．２％を満足する範囲）
ＴｉとＮｂは、いずれも重要な元素であり、析出強化及び結晶粒微細化によって、曲げ性をさほど劣化することなく、強度を向上する。そのため、ＴｉとＮｂの一方又は両方を含有する。

結晶粒微細化により曲げ性を向上するために、（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］／２）の値が０．０５％以上となるように、Ｔｉ及び／又はＮｂを含有する。ここで、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］はそれぞれＴｉ、Ｎｂの含有量（％）を示す。しかし、（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］／２）の値が０．２％を超えると、鋼中の析出物が粗大化して強度が低下する。そこで、Ｔｉ及び／又はＮｂの含有量は、（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］／２）の値が０．０５％以上０．２％以下となる範囲とする。

後述するように、（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］／２）の値を０．０５％以上として、Ａｃ_３変態点温度以上の加熱と、オーステナイト相で６０秒以上保持する焼鈍とを行うことによって、曲げ性に優れた高強度鋼板を得ることができる。

（Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＶは、いずれも、必要に応じて含有する任意添加元素である。曲げ性をさほど劣化させることなく７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＶの一種又は二種以上を含有させることが好ましい。ただし、Ｃｒ含有量が１．０％超、Ｍｏ含有量が０．５％超、Ｎｉ含有量が０．５％超、Ｃｕ含有量が０．５％超、Ｖ含有量が０．２％超であると、上述した効果が飽和し経済的に無駄である。このため、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下とする。

上述した効果を確実に得るために、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．０３％以上、Ｃｕ：０．０３％以上、Ｖ：０．００５％以上とすることが好ましい。

（Ｃａ：０．００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＺｒも、いずれも、必要に応じて含有する任意添加元素であり、介在物の形態制御によって曲げ性を向上するために、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＺｒの一種又は二種以上を含有させることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量が０．００３％超、Ｍｇ含有量が０．００３％超、ＲＥＭ含有量が０．０１％超、Ｚｒ含有量が０．０１％超であると、上述した効果が飽和し経済的に無駄である。このため、Ｃａ：０．００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下とする。

上述した効果を確実に得るために、Ｃａ：０．０００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上、ＲＥＭ：０．０００５％以上、Ｚｒ：０．０００２％以上とすることが好ましい。
上述した成分以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、上述したＰ、Ｓ、Ｎ以外に、例えばＯ：０．００６％以下を許容することができる。

本発明に係る高強度鋼板は、未再結晶フェライトを含まず、フェライト及びベイナイトの平均粒径が３．５μｍ以下となる鋼組織を有するとともに、表面から２〜１０μｍの深さ位置における、アルゴンスパッタを用いたグロー放電発光分光分析によるＢ強度の最小値が、表面から８０μｍの深さ位置におけるＧＤＳ分析によるＢ強度の６０％以下となる、板厚方向へのＢ濃度の分布（本明細書では「断面Ｂ濃度分布」という）を有する。これらについて説明する。

（断面Ｂ濃度分布）
表面付近、すなわち表面から２〜１０μｍの深さ位置におけるＢ濃度（ＧＤＳ分析によるＢ強度の最小値）が大きくなると、ホウ化物の生成によって、曲げ性が劣化するだけでなく、曲げ後に曲げ戻し加工が施される際の加工性も著しく劣化する。このため、本発明に係る高強度鋼板は、表面から２〜１０μｍの深さ位置におけるＧＤＳ分析によるＢ強度の最小値が、表面から８０μｍの深さ位置におけるＧＤＳ分析によるＢ強度の６０％以下となる断面Ｂ濃度分布を有する。

また、本発明に係る高強度鋼板は、このような断面Ｂ濃度分布を有することによって、表面だけが軟質化されるので優れた曲げ性を有する。
このような断面Ｂ濃度分布を有するには、後述するように、連続焼鈍中に鋼板の表面付近からＢを低減する。

（未再結晶フェライト）
未再結晶フェライトは、冷間圧延による加工歪みが残存したフェライトである。未再結晶フェライトが存在すると、不均一変形が助長され、曲げ性が劣化する。このため、未再結晶フェライトを含まない組織とする。未再結晶フェライトを含まないようにするためには、後述するように、Ａｃ_３変態点以上に加熱しなければならない。また、未再結晶フェライトの有無はＳＥＭによって測定可能であり、本発明では、アスペクト比が５以上の伸長フェライトを未再結晶フェライトとする。

（フェライト及びベイナイトの平均粒径）
フェライト及びベイナイトの平均粒径が大きくなり過ぎると、軟質相であるフェライト又はベイナイトと、硬質相であるマルテンサイト等との界面に微小亀裂が発生し易く、かつ亀裂の伝播が抑制されないので、曲げ性が劣化する。このため、フェライト及びベイナイトの平均粒径を３．５μｍ以下とする。この平均粒径は、測定部位の全フェライト結晶粒及び全ベイナイト結晶粒の粒径の平均値を意味する。ベイナイトの粒径とは、数個のラスから構成されるパケット径を意味する。この平均粒径は、ＪＩＳＧ０５５２に規定される交差線分法により求められる。

本発明に係る高強度鋼板は、冷延焼鈍鋼板であって、冷間圧延により結晶粒が圧延方向へ引き延ばされた後に完全にオーステナイト単相にする再結晶焼鈍を行われているため、圧延方向の結晶粒の寸法と圧延直角方向の結晶粒の寸法とに大きな差異はない。しかし、念のため、本発明ではフェライト及びベイナイトの平均粒径は、圧延方向について測定した値と、圧延直角方向について測定した値との平均値とする。

なお、本発明に係る高強度鋼板の金属組織におけるフェライト及びベイナイトの面積率は特に規定しないが、フェライト及びベイナイトの面積率が合計で７０％未満になると、一軸引張変形の伸びが著しく低下し、曲げ加工以外の成形が困難になるおそれがある。一方、フェライト及びベイナイトの面積率が合計で７０％以上であると、引張試験の伸びを６％以上確保することができ、張り出し成形も可能となり、鋼板の用途を広く確保できる。このため、フェライト及びベイナイトの面積率は合計で７０％以上であることが好ましい。

本発明に係る高強度鋼板は、以上の化学組成、鋼組織及び断面Ｂ濃度分布を有し、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する。
次に、本発明に係る高強度鋼板の製造方法を、熱間圧延工程（工程Ａ）、冷間圧延工程（工程Ｂ）及び連続焼鈍工程（工程Ｃ）の順に説明する。

（工程Ａ）
上述した化学組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等を用いた公知の溶製方法により溶製し、連続鋳造法によりスラブ等の鋼素材とする。連続鋳造法に代えて、造塊法や薄スラブ鋳造法等を用いてもよい。

この鋼素材を熱間圧延に供するために１１００℃以上１３００℃以下とする。鋼素材の加熱中にＴｉＣやＮｂＣを再固溶させ、冷間圧延後の焼鈍時にＴｉＣやＮｂＣを微細にし、鋼組織のフェライト及びベイナイトを上述したように微細にすることにより曲げ性の劣化を防ぐために、この鋼素材を１１００℃以上に加熱する。しかし、鋼素材を１３００℃超に加熱してもこのような効果が飽和するばかりか、スケールロスが増加する。このため、鋼素材の加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とする。

次に、この鋼素材に熱間圧延を行って熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋼素材が連続鋳造スラブである場合には、室温まで冷却せずにそのまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する圧延、あるいは鋼素材を一旦室温まで冷却した後に加熱する圧延の何れを用いてもよい。

本発明では、この熱間圧延の終了温度を８００℃以上９５０℃以下とする。熱間圧延の終了温度が８００℃未満であると熱間圧延時の変形抵抗が増加して生産性が低下する。一方、熱間圧延の終了温度が９５０℃を超えると、その後の冷却中に鋼中のＴｉ又はＮｂの殆どが熱延鋼板中に炭化物として析出してしまい、その後に冷間圧延を行うことができなくなる。

さらに、本発明では、熱間圧延後における鋼板の巻取り温度を４５０℃以上７００℃以下とする。巻取り温度が４５０℃未満であると硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延を行うことができなくなる。一方、巻取り温度が７００℃を超えると、スケール生成が促進されて鋼板の凹凸が顕著となり、冷間圧延及び連続焼鈍後の鋼板の表面性状が劣化する。

以上説明した以外の熱間圧延の条件は、周知慣用の条件とすればよく、このような条件は当業者には自明であるので、熱間圧延の条件に関するこれ以上の説明は省略する。

（工程Ｂ）
工程Ａにより製造された熱延鋼板を、通常の方法により酸洗した後に冷間圧延することにより冷延鋼板とする。この冷間圧延における圧下率は、冷間圧延後の焼鈍時に鋼組織のフェライト及びベイナイトを上述したように微細にするために、３０％以上とすることが好ましい。

以上説明した以外の冷間圧延の条件は、周知慣用の条件とすればよく、このような条件は当業者には自明であるので、冷間圧延の条件に関するこれ以上の説明は省略する。

（工程Ｃ）
工程Ｂにより製造された冷延鋼板を、以下に説明する加熱条件、均熱条件及び冷却条件で連続焼鈍する。

［加熱条件］
冷延鋼板を、Ｎ_２濃度が９５体積％以上の雰囲気で６００℃以上Ａｃ_３変態点以下の温度域を２０秒以上かけて、オーステナイト単相組織となるＡｃ_３変態点以上の温度に加熱する条件で、加熱する。

Ｎ_２濃度が９５体積％以上の雰囲気で６００℃以上Ａｃ_３変態点以下の温度域を２０秒以上かけて加熱することにより、鋼板の表面付近のＢ濃度を低下して上述した断面Ｂ濃度分布を得ることができ、鋼板の表面付近の延性が向上して鋼板の加工性が向上する。

本発明では、連続焼鈍時における加熱により、Ｔｉ及び／又はＮｂを含有する冷延鋼板を一旦オーステナイト単相組織とすることにより、組織を均一・微細化する。また、Ｔｉ及び／又はＮｂを含有し、かつ均一・微細な組織であることによって、高強度でありながら曲げ性が向上する。

加熱温度がＡｃ_３変態点未満の温度であると、未再結晶フェライトが残りバンド状の組織となるので、曲げ性が著しく劣化する。このため、冷延鋼板の加熱温度はＡｃ_３変態点以上とする。なお、この加熱温度が９００℃を超えると連続焼鈍炉が損傷し易くなるので、加熱温度はＡｃ_３変態点温度以上９００℃以下とすることが好ましい。

［均熱条件］
上述した加熱条件でＡｃ_３変態点以上に加熱された冷延鋼板を、Ｎ_２濃度が９５体積％以上の雰囲気でオーステナイト単相組織の状態に少なくとも６０秒間保持する。この保持時間が６０秒間未満であると、上述した断面Ｂ濃度分布を得ることができないだけでなく、Ｍｎ偏析の影響を受けてＢやＣが不均一に分布し、焼鈍後の鋼板の組織が不均一となる。保持時間を６０秒以上とすることにより、上述した断面Ｂ濃度分布を得ることができるだけでなく、Ｍｎ偏析の影響で不均一に分布していたＢ及びＣが均質に分布するようになり、焼鈍後の鋼板の組織が均質化する。

保持するのは、オーステナイト単相組織の状態であればよく、必ずしもＡｃ_３変態点温度以上に保持する必要はない。例えば、Ａｃ_３変態点温度以上に加熱した後に、Ａｒ_３変態点温度（＝フェライト析出開始温度）以上でＡｃ_３変態点温度未満の温度域まで緩冷却することも可能であり、この場合には、保持時間には、Ａｒ_３変態点温度以上でＡｃ_３変態点温度未満の温度域に滞在する時間も含まれる。つまり、この温度域での滞在時間とＡｃ_３変態点温度以上の温度域での滞在時間の合計がオーステナイト単相組織の状態での保持時間となる。

通常、このようにオーステナイト単相状態で鋼板を長時間保持すると、粒成長が顕著となって細粒組織を得られない。しかし、本発明では、Ｔｉ及び／又はＮｂとＢの含有量を比較的高めにするので、オーステナイト単相状態で長時間保持しても粒成長を抑制することができ、これにより、フェライト及びベイナイトの平均粒径が３．５μｍ以下という細粒組織を得ることができる。

［冷却条件］
冷延鋼板は、上述した条件で加熱および温度保持した後、オーステナイト単相状態から急冷を開始し、Ａｒ_３変態点から５５０℃まで平均冷却速度が５℃／秒以上となる冷却条件で、冷却する。Ａｒ_３変態点から５５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒未満であると、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。

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２００℃以上とし、２００℃以上５００℃以下の温度範囲で５０秒間以上保持することが好ましい。
さらに、伸び率０．１％以上１％以下の調質圧延を行うことが好ましい。この調質圧延によって降伏点伸びを抑制することができる。

また、本発明に係る高強度鋼板を耐食性が要求される場合には、表面に溶融金属めっきや電気めっきを行ってもよい。めっき種は特に規定しないが、通常は亜鉛又は亜鉛合金である。しかし、アルミニウムやアルミニウム合金といった他のめっきを行うことも可能である。

このようにして、本発明によれば、フェライト及びベイナイトの平均粒径が３．５μｍ以下という均一な鋼組織及び断面Ｂ濃度分布を有し、引張強度が７８０ＭＰａ以上であって曲げ性に優れることから、例えば、自動車車体の各種補強部材や自動車のシート部材等の素材として用いるのに好適な高強度鋼板を製造することができる。

表１に示す化学組成を有する供試鋼を溶製して得たインゴットを、板厚２０ｍｍのスラブとなるように鍛造した。
このスラブを、表２に示すスラブ加熱温度に加熱してから熱間圧延を行い、表２に示す仕上げ圧延温度で熱間圧延を終了し、続いて、約２０℃／秒の冷却速度で巻取り温度６５０℃まで冷却し、巻取りを模擬してこの温度に３０分間保持した後、２０℃／時間の冷却速度で室温まで炉冷することにより、板厚が２．４ｍｍの熱延鋼板を得た。

この熱延鋼板を酸洗した後、圧下率５０％で板厚１．２ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板を得た。
この冷延鋼板に対して、連続焼鈍を模擬した熱処理（Ｎ_２濃度が９７％の加熱雰囲気）を行った。まず、１０℃／秒の昇温速度で６００℃まで加熱し、６００℃からＡｃ_３変態点までを、表２に示す加熱時間で加熱し（Ａｃ_３変態点以下の場合は保持温度）、表２に示す焼鈍温度で同じく表２に示す焼鈍時間保持した後、表２に示す焼鈍後冷却速度で７００℃まで冷却した。

７００℃より急冷を開始し、表２に示す冷却速度および冷却停止温度にて冷却した。急冷した鋼板を、引き続き、急冷停止温度に３００秒間保持した後、１０℃／秒の速度で室温まで冷却した。

冷却後、伸び率０．２％の調質圧延を行い、供試鋼板Ｎｏ．１〜４４を得た。なお、表２のＡｒ_３点（フェライト析出開始温度）は、この熱処理を施した際の熱膨張解析により求めた。

得られた供試鋼板Ｎｏ．１〜４４について、Ａｃ_３変態点（表１に記載）及びオーステナイト単相組織状態の保持時間（表２における「γ単相組織時間」）を測定するとともに、ＧＤＳ分析、組織観察、引張試験及び曲げ試験（以上の結果を表３に示す）を行った。試験方法を以下に列記する。

（Ａｃ_３変態点温度の測定）
未熱処理の各冷延鋼板から試験片を採取し、室温から１０００℃まで１０℃／ｓで加熱した際の膨張率変化を解析することによって、Ａｃ_３変態点の温度を求めた。
（オーステナイト単相組織状態の保持時間の測定）
未熱処理の各冷延鋼板から試験片を採取し、表２に示すのと同じ焼鈍条件及び冷却条件で熱処理を行った際の膨張率変化を解析することにより、オーステナイト単相組織状態の保持時間を測定した。

（ＧＤＳ分析）
上述した分析条件に基づいてスパッタリング速度０．１μｍ／秒でＦｅとＢについて測定し、０．０２秒間隔毎にサンプリングした。

（組織観察）
供試鋼板Ｎｏ．１〜４４から、圧延方向の板厚断面の試験片と、圧延直角方向の板厚断面の試験片とを作製し、それぞれの組織を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡で撮影し、画像解析によりフェライト相（表３にＦと表示）及びベイナイト相（表３にＢと表示）の各相の分率とこれらの相を総合した平均結晶粒径を測定した。粒径の測定は、圧延方向の板厚断面および圧延直角方向の板厚断面のどちらも、板厚の全厚についてＪＩＳＧ０５５２の交差線分法の規定に準拠して測定し、それらの平均値で表した。未再結晶フェライトの有無は、０．０４ｍｍ^２の視野を電子顕微鏡で観察した際に、アスペクト比が５以上の伸長フェライトが確認されなかった場合を無しとし、伸長フェライトが確認された場合を有りとした。

（引張試験）
供試鋼板Ｎｏ．１〜４４の圧延直角方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張特性（引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ、伸びＥｌ）を調査した。また、ＹＳ／ＴＳの値である降伏比（ＹＲ）を算出した。

（曲げ試験）
供試鋼板Ｎｏ．１〜４４から圧延直角方向を長手方向とする曲げ試験片（幅４０ｍｍ、長さ１６０ｍｍ、板厚１．２ｍｍ）を採取し、４．８ｍｍの鋼板を挟んだ１８０°曲げ試験を行い、割れの有無を目視により確認した。

割れが無い試験片に対して、挟む鋼板の板厚を前回よりも０．６ｍｍだけ薄い４．２ｍｍとして１８０°曲げ試験を行うことにより同様に割れの有無を確認し、割れがない場合には、挟む鋼板の板厚を０．６ｍｍ毎に低下して３．６ｍｍ、３．０ｍｍ、２．４ｍｍ、１．８ｍｍ、１．２ｍｍ、０．６ｍｍと変化させ、１８０°曲げ試験を順次行った。そして、０．６ｍｍの鋼板を挟んだ１８０°曲げ試験を行っても割れが無い場合には、鋼板を挟まない密着曲げを行った。

そして、曲げ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である１．２ｍｍで除することにより、板厚ｔを単位とする最小曲げ半径（表３における「限界曲げ（ｔ）」）を算出した。

表２、３において供試鋼板Ｎｏ．１〜４、７、１０、１１、１３、１５、１６、１８〜２２、２４、２５、２７、２８、３０、３３、３５〜３７、３９〜４１、４３及び４４は、いずれも、本発明で規定する条件を全て満足する本発明例である。

これらの本発明例の供試鋼板は、未再結晶フェライトを含まず、フェライト及びベイナイトの平均粒径が３．５μｍ以下である微細かつ均一な鋼組織を有するとともに、表面から２〜１０μｍの深さ位置におけるＧＤＳ分析によるＢ強度の最小値が、表面から８０μｍの深さ位置におけるＧＤＳ分析によるＢ強度の６０％以下である断面Ｂ濃度分布を有することから表面付近の延性が高い。このため、これらの本発明例の供試鋼板は、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するにもかかわらず、最小曲げ半径が目標とする１．５ｔ以下と優れた曲げ特性をも有する。

なお、供試鋼板Ｎｏ．１２は、フェライト及びベイナイトの面積率が合計７０％以上であるので、曲げ性は良好であるとともに７８０ＭＰａ以上の高強度を得られるものの、伸びが小さく、延性に乏しいものである。

これに対し、供試鋼板Ｎｏ．５、６、８、９、１２、１４、１７、２３、２６、２９、３１、３２、３４、３８及び４２は、本発明で規定する条件の少なくとも一つを満足しない比較例である。

供試鋼板Ｎｏ．５は、Ｂ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、微小亀裂の抑制効果が小さく、曲げ性が不芳である。
供試鋼板Ｎｏ．６は、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、引張強度が低い。

供試鋼板Ｎｏ．８は、連続焼鈍における６００〜Ａｃ_３変態点での加熱時間が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、表面付近のＢを充分に低下することができず、所望の断面Ｂ濃度分布を得られなかったので、曲げ特性が不芳である。

供試鋼板Ｎｏ．９は、熱間圧延におけるスラブの加熱温度が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、スラブ中のＴｉＣやＮｂＣを充分に再固溶させることができず、焼鈍後の組織が粗大となり、曲げ性が不芳である。

供試鋼板Ｎｏ．１２は、連続焼鈍における焼鈍温度が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、未再結晶フェライトが残存し、バンド状組織となり、曲げ性が不芳である。
供試鋼板Ｎｏ．１４は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、引張強度が低い。

供試鋼板Ｎｏ．１７は、連続焼鈍における６００〜Ａｃ_３変態点での加熱時間が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、表面付近のＢを充分に低下することができず、所望の断面Ｂ濃度分布を得られなかったので、曲げ特性が不芳である。

供試鋼板Ｎｏ．２３は、（Ｔｉ＋Ｎｂ／２）の値が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、鋼中の析出物が粗大化するため、引張強度が低い。
供試鋼板Ｎｏ．２６は、Ｂ含有量が本発明で規定範囲の上限を上回るため、粒界のホウ化物が析出し、曲げ性が不芳である。

供試鋼板Ｎｏ．２９は、Ｍｎ含有量が本発明で規定範囲の上限を上回るため、曲げ性が不芳である。
供試鋼板Ｎｏ．３１は、連続焼鈍における焼鈍温度が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、未再結晶フェライトが残存し、バンド状組織となり、曲げ性が不芳である。

供試鋼板Ｎｏ．３２は、連続焼鈍におけるオーステナイト単相組織に本発明で規定範囲の時間保持しないので、曲げ性が不芳である。
供試鋼板Ｎｏ．３４は、（Ｔｉ＋Ｎｂ／２）の値が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、結晶粒が微細化されず、曲げ性が不芳である。

供試鋼板Ｎｏ．３８は、Ｃ含有量が本発明で規定範囲の上限を上回るため、曲げ性が不芳である。
さらに、供試Ｎｏ．４２は、（Ｔｉ＋Ｎｂ／２）の値が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、結晶粒が微細化されず、曲げ性が不芳である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１７％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらにＳｉ：０．００５〜０．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％の双方を合計で０．５％以下含有し、さらにＴｉ及びＮｂの１種または２種を、下記（１）式を満足する範囲で含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、未再結晶フェライトを含まず、フェライト及びベイナイトの平均粒径が３．５μｍ以下となる鋼組織を有し、表面から２〜１０μｍの深さ位置における、アルゴンスパッタを用いたグロー放電発光分光分析によるＢ強度の最小値が、表面から８０μｍの深さ位置における、アルゴンスパッタを用いたグロー放電発光分光分析によるＢ強度の６０％以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板。
０．０５％≦［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］／２≦０．２％・・・・・（１）
（１）式において［Ｔｉ］、［Ｎｂ］は、それぞれＴｉ、Ｎｂの含有量（質量％）を示す。
前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下及びＶ：０．２％以下からなる群から選ばれた１種又は２種以上を含有する請求項１に記載された高強度鋼板。
前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００３％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下及びＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種又は２種以上を含有する請求項１又は請求項２に記載された高強度鋼板。
下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された化学組成を有する鋼素材を１１００〜１３００℃とした後に熱間圧延を行い、８００〜９５０℃の温度域で該熱間圧延を終了し、４５０〜７００℃の温度域で巻取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を行った後、冷間圧延を行って冷延鋼板とする冷間圧延工程；及び
（Ｃ）前記冷延鋼板を、Ｎ_２濃度が９５体積％以上の雰囲気で６００℃〜Ａｃ_３変態点の温度域を３０秒以上かけてＡｃ_３変態点以上の温度域に加熱してオーステナイト単相組織とし、Ｎ_２濃度が９５体積％以上の雰囲気でオーステナイト単相組織の状態に６０秒間以上保時した後に、Ａｒ_３変態点から５５０℃まで平均冷却速度が５℃／秒以上となる冷却条件で冷却する連続焼鈍工程。