JP5333021B2

JP5333021B2 - 延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP5333021B2
Application number: JP2009183369A
Authority: JP
Inventors: 幸一佐野; 川田　　裕之; 直樹吉永; 正春岡; 昌史東
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-08-06
Filing date: 2009-08-06
Publication date: 2013-11-06
Anticipated expiration: 2029-08-06
Also published as: JP2011038120A

Description

本発明は、延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。

自動車の車体、部品等の軽量化と安全性とを両立させるために、素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、延性などが低下し、加工性が損なわれる。しかし、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、強度と延性とのバランスが必要である。最近では、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、延性にも優れる高強度鋼板が要求されるようになった。

このような要求に対して、これまでに、残留オーステナイトの変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：ＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を利用した、いわゆるＴＲＩＰ鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２を参照）。これらは、炭素（Ｃ）量やシリコン（Ｓｉ）量を高めて、残留オーステナイトの安定化と高強度化を図っている。しかし、炭素（Ｃ）量が増加すると、溶接性が低下する点が問題になった。

また、炭素（Ｃ）量を抑制し、マルテンサイトやベイナイト、又はベイニティックフェライトを利用して、高強度化を図ったＴＲＩＰ鋼板が提案されている（例えば、特許文献３及び４を参照）。しかし、９００ＭＰａ以上の高強度を確保し、延性を高めるには、シリコン（Ｓｉ）を多量に添加する必要がある。

更に、一様伸び（局所変形までの伸び、あるいは均一伸びともいう）を向上させるためにポリゴナルフェライトを利用し、ベイニティックフェライトによって強度を確保したＴＲＩＰ鋼板が提案されている（例えば、特許文献５を参照）。しかし、９００ＭＰａ以上の強度と延性、特に、一様伸びを両立させることは困難であった。

特開昭６１−２１７５２９号公報特開平５−５９４２９号公報特開２００２−３１７２４９号公報特開２００７−１６２０７８号公報特開２００６−２７４４１８号公報

本発明は、溶接性を確保するために、炭素（Ｃ）の含有量及び炭素当量を抑制し、また、表面性状の劣化を防止するためにシリコン（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）の含有量を制限し、かつ、延性、特に一様伸びを向上させた、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板及びその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼の成分及び製造条件を最適化し、組織を制御することにより、溶接性、表面性状を確保し、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、延性、即ち、全伸び及び一様伸びにも優れた鋼板の製造に成功した。本発明の要旨は以下のとおりである。

［１］質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５〜１．３５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％を含有し、Ａｌ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下に制限し、更に、Ｓｉの含有量とＡｌの含有量の合計を２．０％以下に制限し、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの含有量が、下記式（１）及び下記式（２）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分を有し、ミクロ組織が、面積率で３０〜６０％のフェライト、１０〜２０％の残留オーステナイト、１０％以下のマルテンサイトと、残部がベイナイトからなり、該残留オーステナイトの面積率と該マルテンサイトの面積率との合計が１５〜３０％であることを特徴とする延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
［C(%)］＋［Mn(%)］／２０＋［Si(%)］／３０＋２[P(%)]＋４[S(%)]≦０．５０％・・・（１）
［C(%)］＋［Mn(%)］／４≧０．６０％・・・（２）
［２］質量％で、Ｃｒ：０．８％以下を含有することを特徴とする上記［１］に記載の延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
［３］質量％で、Ｍｏ：０．３％以下を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
［４］質量％で、Ｃａ：０．０１％以下及びＲＥＭ：０．０５％以下の一方又は双方を含有することを特徴とする上記［１］乃至［３］のいずれか一項に記載の延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
［５］鋼板の引張強度が９００ＭＰａ以上、引張強度と全伸びとの積が２３０００ＭＰａ・％以上、引張強度と一様伸びとの積が１６０００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする上記［１］乃至［４］のいずれか一項に記載の延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
［６］上記［１］乃至［５］のいずれか一項に記載の高強度鋼鈑の製造方法であって、上記［１］乃至［４］のいずれか一項に記載の成分を有する鋼板に、圧下率が４０〜８５％である冷間圧延を施し、７５０〜９００℃に加熱して焼鈍し、１０〜２００℃／ｓｅｃで冷却して、３５０〜４５０℃の温度範囲で６０〜９００秒間保持し、更に冷却することを特徴とする延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板の製造方法。

本発明によれば、延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、特に、自動車の軽量化と安全性を両立することが可能になるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。

［C(%)］＋［Mn(%)］／４と強度との関係を示す図である。［C(%)］＋［Mn(%)］／４と強度−延性バランスとの関係を示す図である。

シリコン（Ｓｉ）やアルミニウム（Ａｌ）は、残留オーステナイトの安定化に有効である。しかし、Ｓｉ、Ａｌを過剰に添加すると、表面にＳｉやＡｌのスケールが生成し、表面性状が劣化する。本発明者らは、Ｓｉの含有量とＡｌの含有量の合計を２．０％以下に制限することにより、表面性状の劣化を抑制することができることを見出した。

次に、本発明者らは、炭素当量を指標とし、高強度鋼板の溶接性について検討を行った。その結果、溶接性を確保するには、下記式（３）を満たすことが必要であるという知見を得た。より好ましくは、下記式（４）を満たすことである。なお、下記式（３）及び下記式（４）において、左辺は炭素当量（Ｃｅｑ）であり、［Ｃ（％）］は炭素の質量％、［Ｍｎ（％）］はマンガンの質量％、［Ｓｉ（％）］はシリコンの質量％、［Ｐ（％）］はリンの質量％、［Ｓ（％）］は硫黄の質量％をそれぞれ示している。
［C(%)］＋［Mn(%)］／２０＋［Si(%)］／３０＋２[P(%)]＋４[S(%)]≦０．５０％・・・（３）
［C(%)］＋［Mn(%)］／２０＋［Si(%)］／３０＋２[P(%)]＋４[S(%)]≦０．４０％・・・（４）

更に、溶接性を確保するためには、炭素（Ｃ）量を低減することが好ましい。しかし、Ｃ量が減少すると、残留オーステナイトの確保が難しくなる。本発明者らは、Ｃ量を低減させて溶接性を確保し、かつ材質を向上させるために検討を行った。その結果、マンガン（Ｍｎ）の増加によって、残留オーステナイトを確保し、引張試験における強度と延性とのバランスが良好になることがわかった。

マンガン（Ｍｎ）は、ベイナイト変態時に同一組成のフェライトとオーステナイトの自由エネルギーが等しくなる温度Ｔ_０を低下させる元素である。なお、Ｔ_０組成は、Ｔ_０におけるＣ量であり、ベイナイト変態はＴ_０組成にて停滞する。また、Ｍｎは、マルテンサイト変態の開始温度Ｍｓを低下させる元素でもある。

したがって、マンガン（Ｍｎ）量が増加すると、Ｔ_０組成の減少によって、ベイナイト変態停滞時におけるオーステナイト量を増加させることができる。また、Ｍｓ点が低下するため、鋼板のマルテンサイト変態が抑制される。その結果、残留オーステナイトが増加すると考えられる。

本発明者らは、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．３５％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜１．３５％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜３．０％を含有し、アルミニウム（Ａｌ）、リン’Ｐ）、硫黄（Ｓ）、窒素（Ｎ）の含有量を制限した鋼板を用いて引張試験を行い、強度、並びに強度と延性とのバランスに及ぼす炭素（Ｃ）量及びマンガン（Ｍｎ）量の影響について検討を行った。

その結果、炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）の含有量が下記式（５）を満足すると、図１に示すように強度が向上し、図２に示すように、強度並びに強度及び延性のバランスを確保することができることを見出した。なお、下記式（５）において、［Ｃ（％）］は炭素の質量％、［Ｍｎ（％）］はマンガンの質量％である。また、左辺の［Ｃ（％）］、［Ｍｎ（％）］の係数については、強度への寄与、オーステナイトの安定化及び変態速度など、複合的な効果に関する重み付けである。
［C(%)］＋［Mn(%)］／４≧０．６０％・・・（５）

次に、本発明の鋼板の成分について説明する。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高め、残留オーステナイトを確保するために、極めて重要な元素である。引張強度を９００ＭＰａ以上、強度と延性との積を２３０００ＭＰａ・％以上にするには、０．１５％以上の炭素（Ｃ）量が必要でなる。一方、Ｃを過剰に含有すると、溶接性を損なうため、Ｃ量の上限を０．３５％以下とした。なお、溶接性を高めるためには、Ｃ量を０．３０％以下にすることが好ましい。

マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイトを安定化させる元素であり、本発明では極めて重要である。残留オーステナイトを確保するためには、１．０％以上のＭｎの添加が必要である。強度と延性とのバランスを高めるには、１．５％以上のＭｎを含有させることが好ましい。一方、Ｍｎを過剰に添加すると延性を損なうため、マンガン（Ｍｎ）量の上限を３．０％とする。

シリコン（Ｓｉ）は、焼鈍時にフェライトを安定化する元素であり、オーステナイトの炭素（Ｃ）濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。本発明では、残留オーステナイトを確保するために、０．５％以上のＳｉを添加する。更に、Ｓｉは、冷却後の保持中に生じるベイナイトでの炭化物の生成を防止するためにも有効であり、０．８％以上を添加することが好ましい。一方、Ｓｉを過剰に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などの劣化を招くので、上限を１．３５％以下とする。

アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤であり、０．００５％以上の添加が好ましい。Ａｌは、シリコン（Ｓｉ）と同様、フェライトを安定化させる元素であり、Ｓｉの代わりに活用することも可能である。しかし、アルミニウム（Ａｌ）量が１．５％を超えると表面性状の劣化を招くので、上限を１．５％以下とする。塗装性などを確保するには、Ａｌ量の上限を０．１％以下にすることが好ましい。

シリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）は、残留オーステナイトの安定化には有効であるものの、過剰に添加すると表面性状が劣化する。そのため、本発明では、Ｓｉの含有量とＡｌの含有量の合計を２．０％以下に制限する。

リン（Ｐ）は、不純物であり、過剰に含有すると延性や溶接性を損なう。したがって、リン（Ｐ）量の上限を０．０５％以下とする。

硫黄（Ｓ）は、不純物であり、過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張した硫化マンガン（ＭｎＳ）が生成し、加工性の劣化を招く。したがって、硫黄（Ｓ）量の上限を０．０２％以下とする。

窒素（Ｎ）は、不純物であり、０．００６％を超えると延性の劣化を招く。したがって、窒素（Ｎ）量の上限を０．００６％以下とする。

本発明の鋼板は、スポット溶接などが施される。したがって、本発明では、溶接性を確保するために、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、シリコン（Ｓｉ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）の含有量が、下記式（６）を満足することが必要である。また、下記式（７）を満たすことでより好ましい。なお、下記式（６）及び下記式（７）において、左辺は溶接性の指標である炭素当量（Ｃｅｑ）であり、［Ｃ（％）］は炭素の質量％、［Ｍｎ（％）］はマンガンの質量％、［Ｓｉ（％）］はシリコンの質量％、［Ｐ（％）］はリンの質量％、［Ｓ（％）］は硫黄の質量％をそれぞれ示している。
Ｃｅｑ＝［C(%)］＋［Mn(%)］／２０＋［Si(%)］／３０＋２[P(%)]＋４[S(%)]≦０．５０％・・・（６）
Ｃｅｑ＝［C(%)］＋［Mn(%)］／２０＋［Si(%)］／３０＋２[P(%)]＋４[S(%)]≦０．４０％・・・（７）

更に、本発明では、炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）の含有量が、下記式（８）を満足することが必要である。なお、下記式（８）において、左辺は、強度及び強度と延性とのバランスを確保するための指標であり、［Ｃ（％）］は炭素の質量％、［Ｍｎ（％）］はマンガンの質量％である。下記式（８）を満たすことにより、強度が９００ＭＰａ以上、強度と全伸びとの積が２３０００ＭＰａ％以上、強度と一様伸びとの積が１６０００ＭＰａ％以上となる。
［C(%)］＋［Mn(%)］／４≧０．６０％・・・（８）

また、強度及び延性を高めるには、上記式（８）の左辺の数値が大きいほど有利である。したがって、本発明では、炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）の含有量が、下記式（９）を満足することがより好ましく、下記式（１０）を満足することがさらに好ましい。
［C(%)］＋［Mn(%)］／４≧０．６５％・・・（９）
［C(%)］＋［Mn(%)］／４≧０．７０％・・・（１０）

更に、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、カルシウム（Ｃａ）、希土類元素（ＲＥＭ）の１種又は２種以上を添加してもよい。

クロム（Ｃｒ）は、焼鈍後の冷却時に、パーライト変態を抑制し、残留オーステナイト量の増加に寄与する。しかし、クロム（Ｃｒ）量が多くなりすぎると、強度が高くなり、延性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ量の上限を０．８％以下にすることが好ましい。

モリブデン（Ｍｏ）は、鋼板の強度を向上させる元素である。また、クロム（Ｃｒ）と同様、パーライトの抑制にも有効である。しかし、Ｍｏを過剰に添加すると、強度が高くなり、延性を損なうことがある。したがって、モリブデン（Ｍｏ）量の上限を０．３％以下にすることが好ましい。

カルシウム（Ｃａ）は、硫化物の形態の制御に有効な元素であり、熱間加工性や延性の向上に寄与する。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し、コストが高くなるため、Ｃａの上限を０．０１％以下にすることが好ましい。

希土類元素（ＲＥＭ）は、酸化物や硫化物の形態の制御に有効な元素であり、加工性の改善に寄与する。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し、コストが高くなるため、ＲＥＭの上限を０．０５％以下にすることが好ましい。

次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイトからなる。

フェライトは、延性に優れる組織であり、特に、一様伸びを高めるために、面積率で、３０％以上とする。一方、強度を確保するためには、フェライトの面積率を６０％以下にすることが必要である。なお、本発明の鋼板のフェライトは、軟質で延性に優れたポリゴナルフェライトである。

残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって延性、特に一様伸びを高める組織であり、面積率で、１０％以上が必要である。また、加工によってマルテンサイトに変態するため、強度の向上にも寄与する。残留オーステナイトの面積は高いほど好ましいが、面積率で２０％超の残留オーステナイトを確保するためには、炭素（Ｃ）量及びシリコン（Ｓｉ）量を増加させる必要があり、溶接性や表面性状を損なう。したがって、残留オーステナイトの面積率の上限を２０％以下とする。

マルテンサイトは、硬質の組織であり、強度の確保に有効である。しかし、本発明では、延性を確保するために、面積率で１０％以下を上限とする。

更に、本発明では、強度を確保するために、残留オーステナイトの面積率とマルテンサイトの面積率との合計を１５％以上とする。一方、残留オーステナイトの面積率とマルテンサイトの面積率との合計を３０％超にするには、炭素（Ｃ）量及びシリコン（Ｓｉ）量を増加させる必要があり、溶接性や表面性状を損なう。したがって、残留オーステナイトの面積率とマルテンサイトの面積率との合計の上限を３０％以下とする。
フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの残部は、ベイナイトである。

ミクロ組織の観察は、ナイタール腐食した試料を用いて、光学顕微鏡によって行う。フェライトの面積率は、組織写真を画像解析して求める。また、光学顕微鏡で、パーライトが観察されないことを確認し、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの残部をベイナイトとする。

マルテンサイトは、光学顕微鏡では、残留オーステナイトとの判別が困難である。そのため、まず、レペラー腐食した試料を用いて、光学顕微鏡による組織観察を行い、画像解析によって残留オーステナイトとマルテンサイトの合計の面積率を求める。次に、残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線回折法によって測定する。そして、光学顕微鏡によって測定した残留オーステナイトとマルテンサイトの合計の面積率から、Ｘ線回折によって測定した残留オーステナイトの面積率を減じて算出する。

次に、本発明の鋼板の引張特性について説明する。
引張強度は、９００ＭＰａ以上であることが好ましい。これは、鋼板を自動車のメンバー類やピラー類の素材として使用する際、高強度化によって板厚を減少させ、軽量化に寄与するためである。また、本発明の鋼板は、軟質のフェライトと、硬質のベイナイト及びマルテンサイトを含み、引張強度に対して降伏強度が低く、加工性に優れている。更に、加工性を高めるためには、延性も必要である。延性は、強度の上昇によって低下するため、本発明では、引張強度と全伸びとの積、及び引張強度と一様伸びとの積を、強度と延性のバランスの指標とする。引張強度と全伸びとの積を２３０００ＭＰａ・％以上にすることが好ましい。また、張出成形性を高めるには、一様伸びが必要であり、引張強度と一様伸びとの積を１６０００ＭＰａ・％以上にすることが好ましい。

次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板は、鋼を常法で溶製し、鋳造して得られた鋼片を熱間圧延し、熱延鋼板に、酸洗、冷間圧延、焼鈍を施して製造する。熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行い、冷間圧延後の焼鈍は、連続焼鈍ラインで行う。更に、冷延鋼板には、スキンパス圧延を行ってもよい。

溶鋼は通常の高炉法で溶製されたものの他、電炉法のようにスクラップを多量に使用したものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。

熱間圧延は、常法で行えばよいが、ミクロ組織がオーステナイトである温度、即ち、Ａｒ_３変態点以上で仕上圧延を行うことが好ましい。熱間圧延後、冷却し、巻取り、コイルとする。冷却条件は特に限定しないが、巻取り温度は、高すぎると材質がばらつき、スケールが厚くなり、酸洗の時間が長くなることがある。したがって、巻取り温度の上限は、７５０℃以下が好ましい。また、巻取り温度が低すぎると、熱延鋼板にマルテンサイトが生成して、冷間圧延時に割れを生じることがある。したがって、巻取り温度の下限は、４００℃以上が好ましく、５５０℃超が更に好ましい。

冷間圧延は、焼鈍後のミクロ組織を微細化するため、圧下率を４０％以上とする。一方、冷間圧延の圧下率は、８５％を超えると、加工硬化によって負荷が高くなり、生産性を損なう。したがって、冷間圧延の圧下率は、４０〜８５％とする。

冷間圧延後、焼鈍を施す。本発明では、鋼板のミクロ組織を制御するために、焼鈍の加熱温度及び冷却条件が極めて重要である。

焼鈍の加熱は、冷間圧延によって形成された加工組織を再結晶させ、炭素（Ｃ）等のオーステナイト安定化元素をオーステナイトに濃化させることを目的とする。本発明では、焼鈍の加熱温度は、フェライトとオーステナイトとが共存する温度とする。

焼鈍の加熱温度が７５０℃未満では再結晶が不十分であり、十分な延性が得られない。一方、焼鈍の加熱温度が９００℃を超えると、フェライトの減少やオーステナイトの増加により、炭素（Ｃ）等の濃化が不十分になる。その結果、オーステナイトの安定性を損ない、冷却後、フェライトや、残留オーステナイトが減少し、延性が低下する。したがって、焼鈍の加熱温度は、７５０〜９００℃とする。

焼鈍の保持時間は、特に規定しないが、炭化物を十分に固溶させ、オーステナイトの炭素（Ｃ）量を確保するために、１０秒（ｓｅｃ）以上保持することが好ましい。一方、焼鈍の保持時間は、１８０秒（ｓｅｃ）を超えると生産性が低下する。したがって、焼鈍の加熱時間は、１０〜１８０秒（ｓｅｃ）とすることが好ましい。

焼鈍後、３５０〜４５０℃の温度範囲まで、１０〜２００℃／ｓｅｃで冷却する。冷却速度は、１０℃／ｓｅｃ未満であると、フェライトが増加し、パーライトが生成することがある。一方、冷却速度を２００℃／ｓｅｃ超にすると、停止温度の制御が困難になる。冷却の冷却速度の上限は、１００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。

冷却後、３５０〜４５０℃で６０〜９００秒間保持し、冷却する。３５０〜４５０℃での保持により、ベイナイトを生成させ、セメンタイトの析出を防止し、固溶Ｃ量の減少を抑制する。したがって、ベイナイト変態を促進すると、残留オーステナイトを確保することができる。

保持温度が４５０℃超であると、パーライトが生成する。一方、保持温度が３５０℃未満であると、ベイナイト変態が不十分になる。また、保持時間が６０秒（ｓｅｃ）未満ではベイナイト変態が不十分になる。その結果、残留オーステナイトの減少や、マルテンサイトの増加により、延性が低下する。一方、保持時間が９００秒（ｓｅｃ）を超えると、パーライトが生成し、残留オーステナイト、マルテンサイトが減少する。

以下、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。しかし、本発明はこれらの実施例にのみ限定されるものではない。

表１に示す成分の鋼片を用いて、表２に示す条件で冷延鋼板を製造した。得られた鋼板のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの面積率は、光学顕微鏡による観察と、Ｘ線回折法によって測定した。パーライトが観察された場合は、ベイナイトの面積率及びパーライトの面積率を光学顕微鏡によって求めた。ミクロ組織を表３に示す。

鋼板の引張り特性は、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行い、評価した。溶接性は、スポット溶接して十字引張試験及びせん断引張試験を行い、評価した。破断面が、母材又はナゲットで破断した場合を「○」、界面破断となった場合を「×」とした。スポット溶接は、先端直径が６ｍｍの電極を用いて、ナゲット径が５×ｔ^１／２（ｔ：板厚）になるように、溶接電流を調整して行った。

鋼板の表面性状は、目視によりスケール疵等の発生状態を確認し、評価した。表面性状の評価指標は以下の通りである。
評点５：疵及び模様がほとんど無い（面積率で１％以下）
評点４：疵及び模様は微小（面積率で１％超１０％以下）
評点３：疵及び模様は小（面積率で１０％超５０％未満）
評点２：疵及び模様は多数（面積率で５０％超）
評点１：疵及び模様が全面に出現

引張特性、溶接性、表面性状の評価結果を表４に示す。本発明例の製造Ｎｏ．１〜１５ではいずれも引張強度が９００ＭＰａ以上、強度と全伸びの積が２３０００ＭＰａ％以上及び強度と一様伸びが１６０００ＭＰａ％以上を満たし、且つ溶接性並びに表面性状も良好である。

一方、製造Ｎｏ．１９はＣ量が低く、製造Ｎｏ．１６〜１８及び製造Ｎｏ．２０〜２２は［Ｃ（％）］＋［Ｍｎ（％）］／４の数値が低く、強度が低下している。

製造Ｎｏ．２３は、Ｍｎ量が多く、マルテンサイトが増加して、強度が高くなり、延性が低下している。製造Ｎｏ．２４は、Ｓｉ量が低く、残留オーステナイトが減少し、延性が低下している。

製造Ｎｏ．２５及び２６は、［Ｃ（％）］＋［Ｍｎ（％）］／２０＋［Ｓｉ（％）］／３０＋２[Ｐ（％）]＋４[Ｓ（％）]の数値が高く、溶接性が低下している。また、製造Ｎｏ．２７及び２８は、Ｓｉの含有量とＡｌの含有量との合計が高く、表面性状が低下している。

製造Ｎｏ．２９は、焼鈍、冷却後の保持時間が短く、マルテンサイトが増加し、延性が低下している。製造Ｎｏ．３０は、焼鈍温度が高く、フェライトが減少し、延性が低下している。製造Ｎｏ．３１は、焼鈍、冷却後の保持温度が低く、マルテンサイトが増加して、延性が低下している。製造Ｎｏ．３２は、焼鈍、冷却後の保持時間が長く、マルテンサイトが減少し、パーライトが増加して、強度が低下している。製造Ｎｏ．３３は、焼鈍後の冷却速度が遅く、フェライトが増加して、強度が低下している。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．３５％、
Ｓｉ：０．５〜１．３５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％を含有し、
Ａｌ：１．５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００６％以下に制限し、
更に、Ｓｉの含有量とＡｌの含有量の合計を２．０％以下に制限し、
Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの含有量が、下記式（１）及び下記式（２）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分を有し、
ミクロ組織が、面積率で３０〜６０％のフェライト、１０〜２０％の残留オーステナイト、１０％以下のマルテンサイトと、残部がベイナイトからなり、
該残留オーステナイトの面積率と該マルテンサイトの面積率との合計が１５〜３０％であることを特徴とする延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
［C(%)］＋［Mn(%)］／２０＋［Si(%)］／３０＋２[P(%)]＋４[S(%)]≦０．５０％・・・（１）
［C(%)］＋［Mn(%)］／４≧０．６０％・・・（２）
質量％で、Ｃｒ：０．８％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
質量％で、Ｍｏ：０．３％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下及びＲＥＭ：０．０５％以下の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
鋼板の引張強度が９００ＭＰａ以上、引張強度と全伸びとの積が２３０００ＭＰａ・％以上、引張強度と一様伸びとの積が１６０００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか一項に記載の延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板。
請求項１乃至５のいずれか一項に記載の高強度鋼鈑の製造方法であって、
請求項１乃至４のいずれか一項に記載の成分を有する鋼板に、圧下率が４０〜８５％である冷間圧延を施し、７５０〜９００℃に加熱して焼鈍し、１０〜２００℃／ｓｅｃで冷却して、３５０〜４５０℃の温度範囲で６０〜９００秒間保持し、更に冷却することを特徴とする延性、溶接性及び表面性状に優れた高強度鋼板の製造方法。