JP5443239B2 - 強度−延性バランスに優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、９８０〜１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板の製造方法に関するものであり、特に強度−延性バランスに優れた高強度鋼板の製造方法に関するものである。

近年、自動車には、地球環境の保全という観点から燃費改善が要求されるとともに、衝突時に乗員を保護するため、車体の安全性向上も要求されている。そのため、自動車車体の軽量化および強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化および強化を同時に満足させるためには、素材を高強度化させることが効果的であり、最近では高張力鋼板が自動車部品素材として積極的に使用されるようになっており、その適用箇所の増加ならびに鋼板の高強度化が加速している。

また、自動車部品の多くはプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には高強度であることに加えて優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するためには、高い延性を確保することが肝要である。

以上の通り、自動車部品用鋼板には高強度かつ高い延性が強く要求されている。このような市場ニーズから、自動車部品用鋼板には更に高いレベルの強度かつ延性が要求されることが予想される。

従来、延性と強度を兼ね備えた鋼板としては、フェライトと低温変態生成相との複合組織からなる組織強化型鋼板が提案されている。このような組織強化型鋼板では、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）組織鋼板（以下、ＤＰ鋼板と呼ぶ。）が代表的である。ＤＰ鋼板は延性と強度のバランスに優れた鋼板であるものの、延性に関してはより優れた延性が要求されており、ＤＰ鋼板よりも高延性を確保できる組織として、組織中に残留オーステナイトを取り入れたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼板が提案されている。ＴＲＩＰ鋼板では、残留オーステナイトが加工変形中に歪み誘起変態することによって延性を向上させるものである。

ＴＲＩＰ鋼板は通常、熱間圧延および冷間圧延を行った後に、所定の熱処理を施すことによって製造されるものであるが、例えば特許文献１〜３には、ＴＲＩＰ鋼板の延性や伸びフランジ性を向上させることを目的として冷間圧延の後に２回焼鈍する方法が提案されている。

特許文献１および２では、１回目の焼鈍後に急冷してラス状のマルテンサイト組織を生成させることによって、２回目の焼鈍の際、すなわち連続溶融亜鉛めっきラインにおいて行う熱処理やめっき処理の際に生成するオーステナイト相を微細に分散させることができ、その結果オーステナイト中へのＣの濃化を容易にし、残留オーステナイトの分率を増加させ、より高い延性を実現できることが記載されている。

特許文献３では、１回目の連続焼鈍後の急冷により生成したマルテンサイトを２５０〜５５０℃の温度で焼戻すことにより、マルテンサイトのラス間に微細な炭化物が析出し、これをもう一度７２０℃以上８５０℃以下の温度に加熱することにより炭化物が再固溶して微細なオーステナイトが分散して生成する結果、残留オーステナイト相や他の低温変態相が微細に分散した組織となり、より高い延性を実現できると開示されている。

特許第３８４０８６４号公報 特許第４２２５０８２号公報 特許第４３３３３５２号公報

本発明は、強度−延性バランスに優れた９８０〜１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。

本発明者らは強度−延性バランスに優れた高強度鋼板を得るべく検討を重ねた結果、冷間圧延後の１回目の焼鈍で得られるマルテンサイトを１５０℃以上２５０℃未満という比較的低温域で焼戻しすることによって、強度−延性バランスの優れた鋼板が実現できることを見出した。すなわち、本発明に係る加工性に優れた高強度鋼板の製造方法とは、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：１．０％以上２．５％以下、Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄および不可避的不純物である鋼を、冷間圧延した後に、Ａｃ₃点以上の温度で１０秒以上保持した後、１０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下まで冷却し、１５０℃以上２５０℃未満で３０秒以上７００秒以下保持した後、室温まで冷却する一次焼鈍工程と、次いで、Ａｃ₁点以上Ａｃ₃点以下で１０秒以上２００秒以下保持した後、１０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以上５００℃以下の温度まで冷却し、３００℃以上５００℃以下で１０秒以上５００秒以下保持した後、室温まで冷却する二次焼鈍工程とを含むことを特徴とする。

本発明の製造方法に用いる鋼は、さらに質量％で（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有していてもよい。

また本発明の上記二次焼鈍工程には、溶融亜鉛めっき工程が含むことも好ましく、このような場合に本発明が上記二次焼鈍工程の後に、更に合金化する工程を含むことも好ましい実施形態である。

本発明の製造方法によれば、特に一次焼鈍工程における焼戻し温度が１５０℃以上２５０℃未満という適切な温度で行われているため、マルテンサイト相のラス境界あるいはラス内に微細な炭化物を析出させることができ、この微細な炭化物が核生成サイトとなって二次焼鈍工程でオーステナイトが微細に分散するため、強度−延性バランスに優れた鋼板を実現することができる。

図１（ａ）は本発明の一次焼鈍工程のヒートパターンを示す図であり、図１（ｂ）は本発明の二次焼鈍工程のヒートパターンを示す図である。 図２は、一次焼鈍工程における焼戻し温度と、強度−延性バランスの関係を示したグラフである。

本発明者らは、冷間圧延後の１回目の焼鈍で得られるマルテンサイトを１５０℃以上２５０℃未満という比較的低温域で焼戻しすれば、マルテンサイト相のラス境界あるいはラス内に微細な炭化物を析出させることができ、その結果、オーステナイトを微細に分散させることができ、強度−延性バランスに優れた鋼板を実現できることを見出した。

ＴＲＩＰ鋼板の製造方法は、通常、鋼を溶製して鋳造した後、熱間圧延および冷間圧延し、その後焼鈍することによって得られるが、本発明の製造方法は上述の通り特に冷間圧延後の一次焼鈍工程に特徴を有している。まず、本発明の製造方法における焼鈍工程（一次焼鈍工程および二次焼鈍工程）について、図１を用いて説明する。図１は、本発明に係る製造方法のヒートパターンを示した図である。

（１）一次焼鈍工程
一次焼鈍工程では、まずＡｃ₃点以上の温度Ｔ１（℃）での保持時間ｔ１（秒）を１０秒以上として保持した後、冷却速度ＣＲ１（℃／秒）を１０℃／秒以上としてＭｓ点以下の温度Ｔ２（℃）まで冷却する。

二次焼鈍工程の後に、本発明が目標とする高レベルの強度−延性バランスを確保するためには、一次焼鈍工程においてマルテンサイトを主相とする組織を生成させることが必要である。そこでＴ１はオーステナイトが出現するＡｃ₃点以上と定め、ｔ１は１０秒以上と定めた。Ｔ１がＡｃ₃点未満であるか、またはｔ１が１０秒未満であると、一次焼鈍後の組織に加工組織が残り、後述する二次焼鈍工程によってもこの加工組織は解消されないため、二次焼鈍後に得られる鋼板の強度−延性バランスが低下する。Ｔ１はＡｃ₃点＋２０℃以上が好ましく、より好ましくはＡｃ₃点＋４０℃以上である。ｔ１は３０秒以上が好ましく、より好ましくは６０秒以上であり、さらに好ましくは８０秒以上である。Ｔ１およびｔ１の上限は特に限定されないが、高温で長時間保持することは製造コストの上昇を招くため、Ｔ１は１０００℃以下とすることが好ましく、ｔ１は７００秒以下とすることが好ましい。なお、Ｔ１はＡｃ₃点以上の温度である限り一定であってもよいし、昇降温を繰り返すものであってもよい。

また前記Ｔ１での保持後の冷却速度ＣＲ１が１０℃／秒未満であるか、または冷却停止温度Ｔ２がＭｓ点を超えていると、十分な量のマルテンサイト相が生成しない。ＣＲ１は好ましくは２０℃／秒以上であり、より好ましくは３０℃／秒以上である。Ｔ２は好ましくはＭｓ点−１００℃以下であり、より好ましくはＭｓ点−２００℃以下であり、最も好ましくは５０℃以下である。冷却速度の上限は、生産性を阻害しない限り特に限定されないが、通常２００℃／秒程度である。

また、前記Ｔ１に到達するまでの加熱速度ＨＲ１は特に限定されないが、生産性を考慮した上で前記保持温度Ｔ１および保持時間ｔ１を確保するためには、通常２〜５０℃／秒である。

次に、Ｍｓ点以下の温度Ｔ２（℃）までの冷却の後、１５０℃以上２５０℃未満の温度Ｔ３（℃）での保持時間ｔ３（秒）を３０秒以上７００秒以下として保持した後、室温まで冷却する。１５０℃以上２５０℃未満の温度Ｔ３で焼戻すことにより、一次焼鈍工程後の急冷によって生成したマルテンサイト相のラス境界あるいはラス内に微細な炭化物を析出させることができる。引き続き行われる二次焼鈍工程でのＡｃ₁点以上Ａｃ₃点以下への加熱工程で組織がオーステナイトに逆変態する際に、前記微細な炭化物がオーステナイトの核生成サイトとなることによってオーステナイトが微細に分散する結果、二次焼鈍工程後に得られる鋼板の強度−延性バランスが飛躍的に向上するものと考えられる。焼戻し温度Ｔ３が２５０℃以上となるか、または保持時間ｔ３が７００秒を超えると、析出する炭化物が粗大化するため、二次焼鈍工程において炭化物が溶け残るとともに、微細なオーステナイト相を得ることができない。また、焼戻し温度Ｔ３が１５０℃未満であるか、または保持時間ｔ３が３０秒未満である場合は、微細炭化物が十分に確保できないため、二次焼鈍工程において微細なオーステナイト相を得ることができない。Ｔ３は１５０℃以上２５０℃未満の要件を満たす限り、一定であってもよいし、昇降温を繰り返すものであってもよい。

なお、焼戻し温度Ｔ３は、前記冷却停止温度Ｔ２よりも高温、すなわちＴ３＞Ｔ２とすることが好ましい。冷却停止温度Ｔ２から焼戻し温度Ｔ３に至るまでの加熱速度ＨＲ２、および焼戻し温度Ｔ３から室温までの冷却速度ＣＲ’は、生産性を考慮した上でＴ３およびｔ３が十分確保できる限り限定されないが、ＨＲ２は通常１〜５０℃／秒であり、ＣＲ’は通常３〜５０℃／秒である。

（２）二次焼鈍工程
一次焼鈍工程に次いで、二次焼鈍工程ではＡｃ₁点以上Ａｃ₃点以下の温度Ｔ４（℃）での保持時間ｔ４（秒）が１０秒以上２００秒以下となるように保持した後、冷却速度ＣＲ２（℃／秒）が１０℃／秒以上となるように３００℃以上５００℃以下の温度Ｔ５（℃）まで冷却し、Ｔ５（℃）での保持時間ｔ５（秒）が１０秒以上５００秒以下となるように保持した後、室温まで冷却する。

一次焼鈍工程に引き続いて、Ｔ４（℃）でｔ４（秒）保持することによって一次焼鈍工程で生成させた組織をオーステナイト組織に逆変態させる。Ｔ４がＡｃ₁点未満であるか、またはｔ４が１０秒未満であると、オーステナイトへの逆変態が不十分となり、残留オーステナイトの分率を確保することができず、その結果、得られる鋼板の強度−延性バランスが低下する。またＴ４がＡｃ₃点を超えるか、またはｔ４が２００秒を超えると、生成するオーステナイト相が粗大となり、得られる鋼板の強度−延性バランスが低下する。Ｔ４の下限は好ましくはＡｃ₁点＋１０℃以上であり、より好ましくはＡｃ₁点＋２０℃以上である。Ｔ４の上限は好ましくはＡｃ₃点−５℃以下であり、より好ましくはＡｃ₃点−１０℃以下である。ｔ４の下限は好ましくは３０秒以上であり、より好ましくは５０秒以上である。ｔ４の上限は好ましくは１８０秒以下であり、より好ましくは１５０秒以下である。なお、Ｔ４はＡｃ₁点以上Ａｃ₃点以下の要件を満たす限り、一定であってもよいし、昇降温を繰り返すものであってもよい。

Ｔ４での保持後は、冷却速度ＣＲ２が１０℃／秒以上となるように３００℃以上５００℃以下の温度Ｔ５（℃）まで冷却する。ＣＲ２が１０℃／秒未満であると、冷却時にパーライト変態が起こるため、残留オーステナイトが十分に確保できなくなり、得られる鋼板の強度−延性バランスが低下する。ＣＲ２は１３℃／秒以上が好ましく、より好ましくは１５℃／秒以上である。ＣＲ２の上限は生産性を阻害しない限り特に限定されないが、概ね１００℃／秒である。

３００℃以上５００℃以下の温度Ｔ５（℃）まで冷却し、Ｔ５（℃）での保持時間ｔ５（秒）が１０秒以上５００秒以下となるように保持するのは、オーステナイト相の一部がベイナイト相に変態し、未変態のオーステナイト相へのＣ濃化が促進され、残留オーステナイトの生成が容易になるためである。Ｔ５が３００℃未満であるか、またはｔ５が１０秒未満では、ベイナイト変態によるオーステナイト相へのＣ濃化が不十分となり、得られる残留オーステナイトが減少する。一方、Ｔ５が５００℃を超えるか、またはｔ５が５００秒を超えると、パーライト変態が起きたり、過度にベイナイト変態が進行したりすることによって、得られる残留オーステナイトが減少する。Ｔ５の上限は好ましくは４９０℃以下であり、より好ましくは４８０℃以下である。ｔ５の下限は好ましくは３０秒以上であり、より好ましくは５０秒以上であり、ｔ５の上限は好ましくは３００秒以下であり、より好ましくは１５０秒以下である。なお、Ｔ５は３００℃以上５００℃以下の要件を満たす限り、一定であっても良いし昇降温を繰り返すものであっても良く、またＴ４から冷却した際の冷却終了温度Ｔ５と、保持時間ｔ５で保持する温度Ｔ５は同一であっても良いし、異なっていても良い。Ｔ５から室温までの冷却速度ＣＲ３は生産性を考慮した上でＴ５およびｔ５が十分確保できる限り限定されないが、通常３〜５０℃／秒である。

本発明の製造方法において、二次焼鈍工程が溶融亜鉛めっき工程を含むことも好ましい態様であるが、溶融亜鉛めっきを行う場合、めっき浴の温度は４５０〜５００℃にすることが好ましい。めっき浴の温度が４５０℃未満であるとめっき表面にη相（純亜鉛）が残存し、不めっきとなるため好ましくなく、一方めっき浴の温度が５００℃を超えるとパーライト変態が起こったり、過度にベイナイト変態が進行したりして、得られる残留オーステナイトが不足するため好ましくない。前記めっき浴の好ましい温度範囲は前記Ｔ５の温度範囲に含まれることから、溶融亜鉛めっき処理を行う時間はｔ５に含めて調整すればよく、溶融亜鉛めっき処理時間も含めてｔ５が上記した通り１０秒以上５００秒以下となるようにすればよい。

さらに本発明の製造方法において、前記溶融亜鉛めっきの合金化を行うことも好ましい態様であるが、この場合は、溶融亜鉛めっき工程の後、すなわち二次焼鈍工程の後に、４５０〜６００℃の温度Ｔ６（℃）で合金化処理することが好ましい。合金化処理温度が６００℃を超えると粗大な炭化物が析出し、得られる鋼板の強度−延性バランスが低下するためである。Ｔ６の上限はより好ましくは５５０℃以下である。また合金化時間ｔ６（秒）は、１０秒以上２５秒以下とすることが好ましい。

本発明の製造方法において、上記した焼鈍工程およびめっき工程（合金化工程を含む）以外の条件は特に限定されず、後述する成分組成を有する鋼を転炉等の通常の方法によって溶製した後、連続鋳造法や造塊法等で鋼片を得て、得られた鋼片を熱間圧延および冷間圧延すれば良い。熱間圧延は、例えばＡｒ₃点以上の温度で圧延終了後、平均冷却速度を概ね３０℃／秒以上として冷却し、約５００〜６５０℃の温度で巻取ればよい。また冷間圧延は、約３０〜７０％の冷延率で行えばよい。

なお、上記したＡｃ₁点、Ａｃ₃点、Ｍｓ点、およびＡｒ₃点は、それぞれ下記（１）〜（４）式によって求めることができる。
Ａｃ₁点＝７２３−１０．７［Ｍｎ］−１６．９［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］ ＋１６．９［Ｃｒ］＋２９０［Ａｓ］＋６．３８ ・・・（１）
Ａｃ₃点＝９１０−２０３［Ｃ］^0.5−１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］＋１３．１［Ｗ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋１２０［Ａｓ］＋４００［Ｔｉ］ ・・・（２）
Ｍｓ点＝５６１−４７４［Ｃ］−３３［Ｍｎ］−１７［Ｎｉ］−１７［Ｃｒ］−２１［Ｍｏ］ ・・・（３）
Ａｒ₃点＝８６８−３６９［Ｃ］＋２４．６［Ｓｉ］−６８．１［Ｍｎ］−３６．１［Ｎｉ］−２０．７［Ｃｕ］−２４．８［Ｃｒ］＋１９０［Ｖ］ ・・・（４）
（上記（１）〜（４）式において、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。（１）〜（３）式：幸田成康訳「レスリー鉄鋼材料学」、（４）式：特開２００８−０８８４８号公報から引用）

次に、本発明の製造方法に用いる鋼の化学成分について説明する。

Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下
Ｃは、高強度を確保し、かつ残留オーステナイトを確保するために必須の元素である。より詳細には、オーステナイト相中に十分なＣを固溶させることで、室温でも所望のオーステナイト相を残留させることができ、強度−延性バランスを向上させるのに有用である。そこでＣ量は０．１５％以上と定めた。Ｃ量は０．１６％以上が好ましく、より好ましくは０．１７％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると良好な強度−延性バランスを阻害するのみならず、溶接性にも悪影響を及ぼす。そこでＣ量は０．２５％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは０．２４％以下であり、より好ましくは０．２３％以下である。

Ｓｉ：１．０％以上２．５％以下
Ｓｉは、残留オーステナイトの分解を抑制するとともに、固溶強化元素として有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量は１．０％以上と定めた。Ｓｉ量は好ましくは１．３％以上であり、より好ましくは１．５％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると良好な強度−延性バランスを阻害するだけでなく、熱間脆性を起こす可能性がある。そこでＳｉ量は２．５％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．２％以下である。

Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下
Ｍｎは、オーステナイトを安定化し、所定量以上の残留オーステナイトを確保することによって強度−延性バランスを向上させるのに有用な元素である。そこでＭｎ量は１．５％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．７％以上であり、より好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になりすぎると却って強度−延性バランスが低下するだけでなく、鋳片割れの原因となる。従ってＭｎ量は３．０％以下と定めた。Ｍｎ量は好ましくは２．７％以下であり、より好ましくは２．６％以下である。

Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、所望の残留オーステナイトを確保するのに有用な元素である。従ってＰは必須添加元素とし、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。一方、Ｐ量が過剰になると二次加工性が劣化する。そこでＰ量は０．０３％以下と定めた。Ｐ量は好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。

Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であるため、極力低減することが好ましい。そこでＳ量は０．０１％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。

Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下
Ａｌは脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であるとともに、残留オーステナイトの形成にも有効な元素である。そこでＡｌ量を０．０１％以上と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ量を０．１％を超えて含有させても効果が飽和し、含有量に見合う効果が得られない。そこでＡｌ量は０．１％以下とする。Ａｌ量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０７％以下である。なお、本発明ではＡｌ脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、例えばＴｉ脱酸やＳｉ脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。

Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｎは、０．０１％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それによって鋼板の特性（伸びフランジ性など）が顕著に劣化する。そこでＮ量は０．０１％以下と定めた。Ｎ量は好ましくは０．００７％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。

本発明の製造方法に用いる鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が含まれることは当然に許容される。さらに本発明に用いる鋼は必要に応じて以下の任意元素を含有していてもよい。

Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｃｒ及びＭｏはいずれも、鋼の強化元素として有用であると共に、残留オーステナイトを安定化させて所定量以上確保するのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．０２％以上とすることが好ましく、Ｍｏ量は０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ量およびＭｏ量はいずれも０．０５％以上である。但し、ＣｒおよびＭｏは過剰に添加しても効果が飽和して経済性が低下するため、上限はいずれも０．５％以下とするのが好ましい。Ｃｒ量およびＭｏ量はいずれも０．４％以下とするのがより好ましく、さらに好ましくは０．３％以下である。

Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
Ｎｂ、Ｔｉ、およびＶは、いずれも析出強化および組織微細化効果を有する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、いずれも０．００４％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上である。但し、過剰に含有させても効果が飽和して経済性が低下するため、いずれの含有量も０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。

本発明に用いる鋼の化学成分は上記の通りであるが、本発明の作用を阻害しない範囲でＣａ、ＲＥＭ等の元素をそれぞれ０．００３％程度まで含有することも許容される。

本発明の製造方法によって得られる鋼板の組織は、残留オーステナイトを含有するとともに、残留オーステナイト組織以外にはマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトなどを含有する。本発明の製造方法によれば、所望の残留オーステナイトを確保することができ、その他の組織も適切に制御される結果、強度−延性バランスに優れた９８０〜１４７０ＭＰａ級（概ね９８０〜１６００ＭＰａ）の高強度鋼板を得ることができる。具体的には、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａでは強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）が２６０００ＭＰａ・％以上であり、１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３８０ＭＰａではＴＳ×ＥＬが２３０００ＭＰａ・％以上であり、１３８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１６００ＭＰａではＴＳ×ＥＬが１８０００ＭＰａ・％以上である。

また、本発明の製造方法によれば、一次焼鈍後の過度の強度上昇を抑制することができ、平坦度も良好であるため、二次焼鈍時の安定生産性（通板性など）を確保することができる。

本発明の製造方法は、上述した通り、溶融亜鉛めっき工程や合金化工程を含むことも好ましい態様であり、本発明によって得られる高強度鋼板には、冷延鋼板の他、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）も当然に含まれる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に示す化学成分組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋳片を得、得られた鋳片を仕上げ温度９００℃、熱延後の平均冷却速度３０℃／秒、巻取り温度５２０℃の条件で熱間圧延した後、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板を得た。ついで、得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延することによって、板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした（冷延率：約４７％）。

得られた冷延鋼板を連続焼鈍ラインにて、表２〜４に示す条件で一次焼鈍および二次焼鈍を行った。表２〜４中、ＧＩで表したものは溶融亜鉛めっきを行ったものであり、ＧＡで表したものはさらに合金化を行ったものである。得られた鋼板（冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）について、下記の要領で引張試験および穴拡げ試験を行った。

（ｉ）引張試験
得られた鋼板の圧延方向と垂直な方向に採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験を行い、耐力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（ＥＬ）を測定し、降伏比（ＹＲ）とＴＳ×ＥＬの値を算出した。

（ｉｉ）穴拡げ試験
日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ Ｔ１００１）に準拠して、鋼板に直径１０ｍｍの円形の初期穴を打抜き、この穴に６０°円錐ポンチを押し当てて穴拡げ加工を行い、穴縁の亀裂が板厚を貫通した時の穴径ｄ_bを求め、下記式（５）によって穴拡げ率λを求めた。
λ（％）＝｛（ｄ_b−ｄ_i）／ｄ_i｝×１００ ・・・（５）
（但し、ｄ_iは初期穴径（ｍｍ）を表し、ｄ_bは亀裂が板厚を貫通したときの穴径（ｍｍ）を表す。）
結果を表２〜４に示す。

表２の試料Ｎｏ．１〜１２は、用いた鋼の化学成分組成および製造条件が本発明の要件を満たすため、優れた強度−延性バランスを有する鋼板を得ることができた。

一方、試料Ｎｏ．１３〜１８は、製造条件は本発明の要件を満たしていたものの、鋼の化学成分組成が本発明の範囲外であったために、得られた鋼板の強度−延性バランスが低下した例である。

Ｎｏ．１３はＣ量が不足していた例であり、残留オーステナイトを確保できなかったため強度−延性バランスが低下したものと考えられる。Ｎｏ．１４はＣ量が過剰であった例であり、強度−延性バランスが低下した。

Ｎｏ．１５はＳｉ量が不足していた例であり、残留オーステナイトを確保できなかったため強度−延性バランスが低下したものと考えられる。Ｎｏ．１６はＳｉ量が過剰であった例であり、強度−延性バランスが低下した。

Ｎｏ．１７はＭｎ量が少なかった例であり、残留オーステナイトを確保できなかったため強度−延性バランスが低下したものと考えられる。Ｎｏ．１８はＭｎ量が過剰であった例であり、強度−延性バランスが低下した。

表３は鋼Ｎｏ．１、３、６、８、１５を用いて、製造条件を様々に変化させた例である。表３の試料Ｎｏ．４３〜４７は、用いた鋼の化学成分組成および製造条件が本発明の要件を満たすため、優れた強度−延性バランスを実現することができた。一方、試料Ｎｏ．１９〜４２は、製造条件が本発明の要件を満たしていないために、得られた鋼板の強度−延性バランスが低下した例である。

Ｎｏ．１９は一次焼鈍工程での保持温度Ｔ１が低かった例であり、Ｎｏ．２０はＴ１での保持時間ｔ１が短かった例であり、一次焼鈍後の組織に加工組織が残り、二次焼鈍工程によってもこの加工組織は解消されないため、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Ｎｏ．２１はＡｃ₃点以上の温度からの冷却速度ＣＲ１が遅かった例であり、Ｎｏ．２２はＡｃ₃点以上の温度からの冷却の際の冷却停止温度Ｔ２が高かった例であり、いずれもマルテンサイト組織を十分に得られなかったことによって、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Ｎｏ．２３、２６、３０は、一次焼鈍工程における焼戻し温度が低かった例であり、微細炭化物の析出が不十分であったために、微細なオーステナイト相を十分に得ることができず、その結果、所望の残留オーステナイトを得ることができず、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Ｎｏ．２４、２５、２７〜２９は、一次焼鈍工程における焼戻し温度が高かった例であり、析出する炭化物が粗大化するため、微細なオーステナイト相を十分に得ることができず、その結果、所望の残留オーステナイトを得ることができず、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Ｎｏ．３１は、一次焼鈍工程において、Ｍｓ点以下まで冷却した後に焼戻しを行わなかったため、オーステナイトの核生成サイトとなる炭化物を確保することができず、微細なオーステナイト相を十分に得ることができなかったものと考えられる。

Ｎｏ．３２は、焼戻し時間ｔ３が短かった例であり、炭化物を十分に得ることができなかったことにより、またＮｏ．３３は焼戻し時間ｔ３が長かった例であり、析出した炭化物が粗大化したことにより、いずれも微細なオーステナイト相を十分に得ることができず、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Ｎｏ．３４は、二次焼鈍工程における保持温度Ｔ４が低かったためにオーステナイトへの逆変態が不十分となり、Ｎｏ．３５はＴ４が高かったために逆変態したオーステナイトが粗大化し、いずれも所望の残留オーステナイトを得ることができず、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Ｎｏ．３６は、二次焼鈍工程における保持温度Ｔ４での保持時間ｔ４が短かったためオーステナイトへの逆変態が不十分となり、Ｎｏ．３７はｔ４が長かったため逆変態したオーステナイトが粗大化し、いずれも所望の残留オーステナイトを得ることができず、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Ｎｏ．３８はＡｃ₁点以上Ａｃ₃点以下の温度からの冷却速度ＣＲ２が遅かったため、パーライト変態が起こって残留オーステナイトが十分に確保できなくなり、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Ｎｏ．３９は、Ａｃ₁点以上Ａｃ₃点以下の温度からの冷却後の保持温度Ｔ５が低かったためオーステナイト相へのＣ濃化が不十分となり、Ｎｏ．４０はＴ５が高かったためパーライト変態が起きたり、過度にベイナイト変態が進行したりしたため、いずれも残留オーステナイトを確保することができず、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Ｎｏ．４１は、Ｔ５での保持時間ｔ５が短かったためオーステナイト相へのＣ濃化が不十分となり、Ｎｏ．４２はｔ５が長かったためパーライト変態が起きたり、過度にベイナイト変態が進行したりしたため、いずれも残留オーステナイトを確保することができず、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

図２は一次焼鈍工程における焼戻し温度と、強度−延性バランスの関係を示したグラフである。図２より、焼戻し温度が１５０℃以上２５０℃未満の場合に優れた強度−延性バランスを達成でき、それ以外の焼戻し温度では強度−延性バランスが低下することが分かる。

表４は、合金化処理温度を様々に変化させた例である。合金化時間はいずれも１５秒であった。

表４の試料Ｎｏ．４８〜５１は、好ましい合金化処理条件で合金化を行ったため、強度−延性バランスに優れたＧＡ鋼板を得ることができた。

一方、試料Ｎｏ．５２は合金化温度が高かったために粗大な炭化物が析出し、強度−延性バランスが低下したものと考えられる。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．１５％以上０．２５％以下、
   Ｓｉ：１．０％以上２．５％以下、
   Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
   Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、
   Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）
   Ｐ：０．００１３％以上０．０１８％以下
   を含有し、残部は鉄および不可避的不純物である鋼を、Ａｒ ₃ 点以上の温度で圧延終了後、３０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、５００〜６５０℃の温度で巻取った後、３０〜７０％の冷延率で冷間圧延した後に、
   Ａｃ₃点以上の温度で１０秒以上保持した後、１０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下まで冷却し、１５０℃以上２５０℃未満で３０秒以上７００秒以下保持した後、室温まで冷却する一次焼鈍工程と、
   次いで、Ａｃ₁点以上Ａｃ₃点以下で１０秒以上２００秒以下保持した後、１０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以上５００℃以下の温度まで冷却し、３００℃以上５００℃以下で３０秒以上５００秒以下保持した後、室温まで冷却する二次焼鈍工程とを含むことを特徴とする強度−延性バランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
2. 更に、鋼が質量％でＣｒ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の製造方法。
3. 更に、鋼が質量％でＮｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の製造方法。
4. 前記二次焼鈍工程は、溶融亜鉛めっき工程を含む請求項１〜３のいずれかに記載の製造方法。
5. 前記二次焼鈍工程の後、更に合金化する工程を含む請求項４に記載の製造方法。

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