JP5671391B2 - 加工性および耐遅れ破壊性に優れた超高強度鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用鋼板や輸送機械用鋼板として用いられる超高強度鋼板に関し、具体的には、引張強度が１３５０ＭＰａ以上で、延性、曲げ加工性、伸びフランジ性の加工性、並びに耐遅れ破壊性に優れた超高強度鋼板に関するものである。

近年の自動車用鋼板などの超高強度化に伴い、延性、曲げ加工性、伸びフランジ性といった加工性が低下しており、複雑形状の部材をプレス成型することは困難であった。また、鋼板の超高強度化に伴い、遅れ破壊の発生が懸念され、その抑制が課題となっている。遅れ破壊とは、腐食環境で発生した水素や雰囲気中の水素が、鋼板の転位や空孔、粒界などの欠陥部へ拡散して脆化させ、鋼板の延性や靭性を劣化し、応力が付与された状態で破壊を生じる現象である。このように超高強度鋼板では、加工性に加えて、水素脆化による遅れ破壊が発生しないこと（以下、耐遅れ破壊性と呼ぶことがある。）も必要である。

強度と延性を兼ね備えた鋼板として残留オーステナイト（残留γ）を含むＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）鋼板が注目されており、ＴＲＩＰ鋼板の耐遅れ破壊性改善技術が種々提案されている。

例えば特許文献１〜６は本出願人によって開示された文献であり、いずれも残留γを１％以上と、ベイニティックフェライトとマルテンサイトを合計で８０％以上含む金属組織を有している。当該文献には、延性と耐遅れ破壊性を改善するには、残留γの形態をラス状とすればよいことが開示されている。

また、特許文献７には、残留γを１％以上と、ベイニティックフェライトとマルテンサイトを合計で８０％以上含む金属組織を有している鋼板が開示されている。当該文献には、延性と伸びフランジ性を改善するには、残留γの形態をラス状とすると共に、残留γを旧オーステナイト粒界が重なる部位である粒界三重点に存在させればよいことが開示されている。

特許文献８および９には、ベイニティックフェライトを５０％以上、ポリゴナルフェライトを５〜３５％、残留γを５％以上含む金属組織を有している鋼板が開示されている。当該文献には、延性、伸びフランジ性、耐遅れ破壊性を改善するには、残留γの形態をラス状にすると共に、ポリゴナルフェライトの平均粒径を１０μｍ以下、あるいは第２相の平均サイズを１０μｍ以下にすればよいことが開示されている。

また特許文献１０には、鋼板表層部に炭素０．１質量％以下の軟質層を片面で３〜１５％両面に有する鋼板が開示されている。当該文献には、曲げ加工性、衝撃特性を改善するには、該表層部以外に１０％以下の残留γと、低温変態相あるいはさらにフェライトとの複合組織とすればよいことが開示されている。

特開２００６−２０７０１６号公報 特開２００６−２０７０１７号公報 特開２００６−２０７０１８号公報 特開２００７−１９７８１９号公報 特開２００８−１６９４７５号公報 特開２００８−１２７５８１号公報 特開２００９−２５６７７３号公報 特開２００７−３２１２３６号公報 特開２００７−３２１２３７号公報 特開平５−１９５１４９号公報

超高強度鋼板に関する要求特性は益々高くなっており、１３５０ＭＰａ以上の超高強度鋼板であって、加工性および耐遅れ破壊性の両方に優れた超高強度鋼板の提供が切望されている。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、引張強度が１３５０ＭＰａ以上であって、加工性（詳細には、延性、曲げ加工性、伸びフランジ性）および耐遅れ破壊性に優れた超高強度鋼板を提供することにある。

上記課題を解決することができた本発明に係る加工性および耐遅れ破壊性に優れた引張強度１３５０ＭＰａ以上の超高強度鋼板は、Ｃ：０．１５〜０．２５％（質量％の意味。化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：１．０〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｎｉ：０．０１〜１％、およびＢ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、鋼板の最表層部から板厚方向３０μｍの表層部位について、走査型電子顕微鏡で組織を観察したとき、全組織に対するマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの合計は７０面積％以上、残部はポリゴナルフェライトであると共に、ビッカース硬さは３００〜４００ＨＶであり、且つ、板厚の１／４の部位について、走査型電子顕微鏡で組織を観察したとき、全組織に対するマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの合計は９０面積％以上であり、残部はポリゴナルフェライトであると共に、Ｘ線回折法によって残留オーステナイトを測定したとき、残留γの体積率は３％以上であるところに要旨を有するものである。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである。

本発明によれば、特に鋼板表層部および鋼板内部の金属組織を適切に制御しているため、１３５０ＭＰａ以上の超高強度であっても、延性、曲げ加工性、及び伸びフランジ性の加工性、並びに耐遅れ破壊性に優れた超高強度鋼板を提供することができた。

図１は、本発明の鋼板を製造する場合のヒートパターンを示す概略図である。

本発明者らは、引張強度が１３５０ＭＰａ以上の超高強度鋼板であっても加工性と耐遅れ破壊性の両方が改善されたＴＲＩＰ鋼板を提供するため、特に金属組織に着目して鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼板の最表層部から板厚方向３０μｍの部位（以下、表層部ということがある）での金属組織（ＶＳ）とビッカース硬さ（ＨＶ）を制御すると共に、板厚１／４の部位の金属組織（ＶＩ）を制御すれば、強度と加工性と耐遅れ破壊性を全て兼ね備えた超高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。

鋼板の表層部については、表層部のビッカース硬さ（ＨＶＳ）を３００〜４００とし、且つ表層部でのマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの合計分率（ＶＳ）を７０面積％以上とすることによって、超高強度鋼板における高い加工性と高い耐遅れ破壊性の両立が可能となった。

詳細には、表層部のビッカース硬さを低くして軟質化することによって、鋼板加工時のひずみ分布が広範となるため、延性、曲げ加工性、伸びフランジ性のすべての加工性を向上できる上に耐遅れ破壊特性も向上することを見出した。更に検討を重ねた結果、硬質相であるマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの合計分率（ＶＳ）を７０面積％以上とすると、表層部の軟質化による加工性向上を阻害することなく、また耐遅れ破壊性（ＤＦ）の低下を防止できることを見出した。

このように鋼板表層部について、上記のように軟質化による加工性向上および耐遅れ破壊特性の向上と、組織制御による耐遅れ破壊性の低下防止を図ったことに加え、本発明では、更に鋼板内部（ｔ／４部：ｔは板厚）についても、硬質相であるマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの分率（ＶＩ）を９０面積％以上に高めた。これにより、所望の強度を確保した上で、打ち抜き時に生成したミクロクラックの低減と進展が抑制され、伸びフランジ性などの加工性を向上させると共に、耐遅れ破壊性の改善に有効であることが見出されたからである。

本発明では、鋼板内部の組織を同定するに当たり、ｔ／４部の組織を観察しているが、これは、ｔ／４部の組織を観察すれば鋼板内部の組織を同定できることが経験的に知られているからである。また、本発明では、表層部の組織を同定するに当たり、鋼板の最表層部から板厚方向３０μｍの部位に存在する組織を観察しているが、これは、特に上記の領域に存在する組織が耐遅れ破壊性に大きな影響を及ぼすことが、本発明者らの基礎実験によって分ったからである。

また、本発明では、表層部および内部組織について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察によって組織を同定しているが、後に詳述するように、ポリゴナルフェライトのみ同定し、それ以外の組織（残部）をマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの硬質組織としている。本発明では、このような簡易な組織の判別法によっても、加工性と耐遅れ破壊性を兼備させることができることを見出したからである。本発明に係る鋼板の組織は、マルテンサイトを主体とし残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ鋼板であって、ベイナイトおよびベイニティックフェライトは、必ずしも含まれていなくても良い。また所望の強度を得るには、マルテンサイトを６０％以上、好ましくは７０％以上、より好ましくは８０％以上存在させることが好ましい。

本明細書において「加工性に優れた高強度鋼板」とは、引張強度が１３５０ＭＰａ以上の高強度鋼板における、伸び（Ｅｌ）、曲げ加工性（Ｒ/ｔ：ｔは板厚、Ｒ/ｔはＲｍｉｎを板厚ｔで割った値）、及び伸びフランジ性（λ）に優れていることを意味する。詳細には、引張強度（ＴＳ）が１３５０ＭＰａ以上、好ましくは１３７０ＭＰａ以上、より好ましくは１４００ＭＰａ以上の高強度鋼板を対象とし、伸び（Ｅｌ）が好ましくは９％以上、より好ましくは１０％以上、更に好ましくは１１％以上を満足していることが望ましい。また曲げ加工性（Ｒ/ｔ）が好ましくは４以下、より好ましくは３以下を満足していることが望ましい。また伸びフランジ性（λ）が好ましくは３０％以上、より好ましくは３５％以上、更に好ましくは４０％以上であることが望ましい。

なお、本発明では伸び（Ｅｌ）、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、及び伸びフランジ性（λ）をまとめて「加工性」ということがある。

また本発明において「耐遅れ破壊性に優れた」とは、実施例にて記載する耐遅れ破壊性の評価で割れ発生までの時間が４８時間以上の場合をいう。

以下、本発明を最も特徴付ける上記組織分率の範囲およびその設定理由について詳述する。以下では、説明の便宜上、「マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライト」を硬質組織と略記する場合がある。

（１）表層部について：ＳＥＭで組織を観察したとき、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライト（硬質組織）の合計分率（ＶＳ）：７０面積％以上、残部はポリゴナルフェライトであり、且つ、ビッカース硬さ（ＨＶＳ）：３００〜４００

（１−１）表層部での硬質組織の合計分率（ＶＳ）：７０面積％以上、残部はポリゴナルフェライト
表層部における硬質組織は伸びフランジ性（λ）、および耐遅れ破壊性（ＤＦ）の兼備に寄与する組織として重要である。硬質組織の合計分率（ＶＳ）が７０面積％未満であると、伸びフランジ性（λ）が悪化する。また遅れ破壊の原因となるポリゴナルフェライトと硬質なミクロ組織の界面が増加すると共に、水素の吸蔵性に優れている硬質なミクロ組織が減少することによって、上記界面に水素の集積が進むため、耐遅れ破壊性が悪化する。そこで本発明では、表層部での合計分率（ＶＳ）を７０面積％以上と定めた。好ましくは７５面積％以上、より好ましくは８０面積％以上である。

なお、表層部は、上記硬質組織とポリゴナルフェライト（残部組織）とから構成されているが、硬質組織のみから構成されていても良い。耐遅れ破壊性などを考慮すると、硬質組織がより多い方が好ましい。

（１−２）表層部のビッカース硬さ（ＨＶＳ）：３００〜４００
表層部のビッカース硬さ（ＨＶＳ）は、超高強度鋼板における加工性と耐遅れ破壊性（ＤＦ）の兼備に寄与する要件として重要である。なお、本発明では表層部のビッカース硬さ（ＨＶ）をＨＶＳと表記することがある。

ビッカース硬さ（ＨＶＳ）が３００未満では、疲労強度が悪化する。そこで本発明では、表層部のビッカース硬さ（ＨＶＳ）を３００以上とした。好ましくは３２０以上、より好ましくは３４０以上である。一方、ビッカース硬さ（ＨＶＳ）が４００を超えると、加工性、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）が悪化する。したがって表層部のビッカース硬さ（ＨＶＳ）は４００以下とする。好ましくは３９０以下、より好ましくは３８０以下である。

なお、本発明では、鋼板表層部のみについて硬度を規定しており、鋼板内部の硬度は特に規定していない。本発明者らの検討結果によれば、所望の特性向上には表層部の硬度が大きく関与していることが明らかになったためである。従って、鋼板表層部の硬度が上記要件を満足する限り、鋼板内部の硬度は任意の値を有し得るが、本発明の好ましい製造方法を実施すれば、強度（ＴＳ）を確保可能な鋼板内部の硬度とすることができ、その際、おおむね、４００〜６００（ビッカース硬さ）の範囲内に制御されることが好ましい。

（２）板厚のｔ／４（ｔは板厚）について：ＳＥＭで組織を観察したとき、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライト（硬質組織）の合計分率（ＶＩ）：９０面積％以上、残部はポリゴナルフェライトであり、且つ、Ｘ線回折法による残留γ分率（Ｖγ）：体積率３％以上

（２−１）板厚のｔ／４での硬質組織の合計分率（ＶＩ）：９０面積％以上
板厚ｔ／４における鋼板内部の硬質組織は、強度（ＴＳ）、伸びフランジ性（λ）、耐遅れ破壊性（ＤＦ）の兼備に寄与する組織として重要である。硬質組織の合計分率が９０面積％未満であると、強度（ＴＳ）が低下し、また比較的軟質なポリゴナルフェライトとその他硬質なミクロ組織の界面で打ち抜き時にミクロクラックが進展し、伸びフランジ性（λ）が低下する。そこで本発明では板厚のｔ／４でのマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの合計分率（ＶＩ）を９０面積％以上と定めた。好ましくは９５面積％以上、より好ましくは１００面積％である。

なお、鋼板内部は、上記硬質組織とポリゴナルフェライト（残部組織）とから構成されているが、硬質組織のみから構成されていても良い。伸びフランジ性（λ）などを考慮すると、鋼板内部は上記硬質組織のみ（１００面積％）から構成されていることが好ましい。

本発明では、鋼板表層部と鋼板内部の硬質組織のそれぞれにおける分率を規定しているが、後記する本発明の好ましい製造方法によれば、概して、内部に比べて表層部の硬質組織は生成し難い傾向にあるが、これに限定する趣旨ではない。すなわち、内部に比べて表層部の硬質組織が多い態様、更には同程度に硬質組織が存在する態様のいずれについても、本発明の範囲内に包含される。

（２−２）板厚のｔ／４での残留γの分率（Ｖγ）：体積率３％以上
板厚ｔ／４での残留γ分率（Ｖγ）は、伸び（Ｅｌ）特性の向上に寄与する組織として重要である。また残留γの水素トラップ能力により、耐遅れ破壊性（ＤＦ）の確保にも有効である。伸び（Ｅｌ）、及び耐遅れ破壊性を確保するため、全組織に対する残留γ分率（Ｖγ）を体積率３％以上とする。好ましい残留γの体積率は４％以上、より好ましくは５％以上である。

なお、本発明では、鋼板内部のみについてＸ線回折法による残留γの分率を規定しており、鋼板表層部の分率は特に規定していない。本発明者らの検討結果によれば、所望の特性向上には内部の残留γ分率が大きく関与していることが明らかになったためである。しかし本発明者らの検討結果によれば、鋼板表層部の残留γ分率と鋼板内部の残留γ分率がほぼ同じになることを確認している。従って、鋼板内部における残留γの分率が上記要件を満足する限り、鋼板表層部の残留γ分率は任意の値を有し得るが、本発明の好ましい製造方法によれば、おおむね、３体積％以上の範囲内に制御されることが好ましい。

上記硬質組織および残留γの同定、分率、硬さの測定は、後述する実施例に示す方法で行えばよい。

上記組織とすることによる優れた特性（超高強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、伸びフランジ性（λ）、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ））を十分に発揮させるには、鋼板の化学成分組成を下記の通り制御する必要がある。以下、化学成分組成について詳述する。

Ｃ：０．１５〜０．２５％
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が不足すると、強度が低下することに加え、表層部における硬質組織の分率が低くなってしまい、耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成することが困難となる。そこで本発明では、Ｃ量を、０．１５％以上と定めた。好ましくは０．１７％以上、より好ましくは０．１９％以上である。しかし、過剰に含有すると溶接性が劣化するため、Ｃ量は０．２５％以下とする。好ましくは０．２４％以下、より好ましくは０．２３％以下である。

Ｓｉ：１．０〜２．５％
Ｓｉは、固溶強化元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。また、炭化物の生成を抑え、残留γの生成に有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉ量は１．０％以上、好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．６％以上とする。しかし、過剰に含有すると熱間圧延時に著しいスケールが形成されて鋼板表面にスケール跡疵が付き、表面性状が悪くなることがある。また生成する残留γも飽和する。従ってＳｉ量は２．５％以下とする。好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．１％以下である。

Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｍｎ量が不足すると、鋼板内部（ｔ／４部）での分率（ＶＩ）が低くなってしまい、超高強度（ＴＳ）を達成できない。そこで本発明では、Ｍｎ量を、１．０％以上と定めた。好ましくは１．５％以上、より好ましくは１．９％以上である。しかし、過剰に含有すると加工性が劣化することがある。従ってＭｎ量は、３．０％以下とする。好ましくは２．７％以下であり、より好ましくは２．５％以下である。

Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、こうした作用を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させる。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。しかし過剰に含有すると、鋼板中にアルミナ等の介在物が多く生成し、鋼板の表面性状が劣化することがある。従ってＡｌ量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。

Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉは、炭窒化物の析出や組織の微細化により高強度確保に寄与する元素である。Ｔｉを添加しないと、鋼板表層部や鋼板内部（ｔ／４部）での分率（ＶＳ、ＶＩ）が低くなってしまい、超高強度（ＴＳ）、伸びフランジ性（λ）及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できない。そこで本発明では、Ｔｉ量を、０．０１％以上と定めた。好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。しかし過剰に含有すると、炭窒化物の析出物が粗大化して曲げ加工性（Ｒ/ｔ）や伸びフランジ性（λ）の劣化を招くことがある。従ってＴｉは０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。

Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｎｉ：０．０１〜１％
ＣｕとＮｉは、水素脆化の原因となる水素の発生を抑制すると共に、発生した水素が鋼板へ侵入するのを抑制する元素であり、耐遅れ破壊性の確保に有効な作用を有している。こうした作用を発揮させるには、ＣｕとＮｉは、夫々単独で、０．０１％以上含有させる。好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１％以上である。しかし過剰に含有させても上記作用が飽和する。また製造コストも上昇するため、ＣｕとＮｉは、夫々、１％以下とする。好ましくは、いずれの元素も０．８％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。

Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、また耐遅れ破壊性の確保に有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．０００５％以上含有させる。好ましくは０．０００７％以上であり、より好ましくは０．０００９％以上である。しかし過剰に含有すると耐遅れ破壊性が劣化するため、Ｂは０．００５％以下含有させる。好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００２％以下である。

本発明の鋼板は、上記成分組成を満足するものであり、残部は鉄および不可避不純物である。

本発明の鋼板は、必要に応じて更に他の元素として、Ｃｒを含有してもよい。

Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、鋼板を高強度化するのに有効に作用する元素である。こうした作用を発揮させるには、０．１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．２％以上であり、更に好ましくは０．３％以上である。しかし過剰に含有すると曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、及び伸びフランジ性（λ）が劣化するため、Ｃｒは１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．９％以下であり、更に好ましくは０．８％以下である。

次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。

上記要件を満足する本発明鋼板を製造するためには、特に熱間圧延後の巻き取り温度（ＣＴ）とその後の保持時間（ｃｔ）、及び冷間圧延後の焼鈍工程を適切に制御することが重要であり、これにより、上記要件を満足する超高強度鋼板が得られる。

巻き取り温度を６００℃以上（ＣＴ）とし、その後、５００℃以上の温度域で３時間以上保持（ｃｔ）
本発明では、上記化学組成を満足するスラブを常法に従って熱間圧延した後、得られた熱延鋼板を巻き取るが、この際の巻き取り温度（ＣＴ）を６００℃以上とし、その後、５００℃以上の温度域で３時間以上保持（ｃｔ）する。なお５００℃以上の温度域で保持する際は、同じ温度で保持（等温保持）する必要は必ずしもない。本発明において巻き取り温度（ＣＴ）と保持時間（ｃｔ）は、焼鈍後の鋼板表層部の軟質化に影響を及ぼす要件であり、巻き取り温度（ＣＴ）が低い場合や保持時間（ｃｔ）が短い場合は、鋼板表層部を軟質化できず、優れた曲げ加工性、伸びフランジ性、及び耐遅れ破壊性が得られない。そこで本発明では巻き取り温度（ＣＴ）を６００℃以上とし、５００℃以上の温度域での保持時間（ｃｔ）を３時間以上とした。好ましい巻き取り温度（ＣＴ）は６２０℃以上、より好ましくは６４０℃以上である。また好ましい保持時間（ｃｔ）は４時間以上、より好ましくは５時間以上である。

巻き取り温度（ＣＴ）の上限は７５０℃とする。巻き取り温度（ＣＴ）が高すぎる場合、前工程の加熱温度を高温化する必要があるため、コストが増加するので望ましくない。好ましい巻き取り温度（ＣＴ）は７３０℃以下、より好ましくは７１０℃以下である。また保持時間（ｃｔ）の上限は１０時間とする。保持時間（ｃｔ）が長過ぎる場合、保温カバーが必要になるなど、コストが増加するので望ましくない。好ましくは、８時間以下、より好ましくは６時間以下である。

上記巻き取り温度（ＣＴ）、および保持時間（ｃｔ）とすることによって、焼鈍後の鋼板表層部のビッカース硬さ（ＨＶＳ）を３００〜４００に軟質化できる。

次に、冷間圧延を行うが、冷延条件は特に限定されず、所定の厚さの鋼板が得られるように冷延率を設定すればよい。

以下、図１を参照しながら、本発明を特徴付ける冷間圧延後の焼鈍工程を、順を追って説明する。

８８０℃以上の温度域（Ｔｓ）で、１００〜５００秒均熱保持（ｔｓ）
本発明では、鋼板を加熱して８８０℃以上の温度域に到達したら（Ｔｓ）、当該温度域で所定時間均熱保持する（ｔｓ）。ここで「当該温度域」とは、８８０℃以上の温度域を意味し、この要件を満足する限り、同じ温度で保持（等温保持）する必要は必ずしもない。本発明において、均熱温度（Ｔｓ）は、鋼板表層と鋼板内部の金属組織に影響を及ぼす要件であり、均熱温度（Ｔｓ）が８８０℃未満であると、鋼板内部（ｔ／４部）での分率（ＶＩ）が低くなってしまい、引張強度（ＴＳ）が低下する。そこで本発明では、均熱温度（Ｔｓ）を８８０℃以上とした。均熱温度（Ｔｓ）の上限は特に限定されないが、操業上、おおむね９５０℃以下とすることが好ましい。

また本発明において均熱保持時間（ｔｓ）も鋼板表層と鋼板内部の金属組織に影響を及ぼす要件であり、均熱保持時間（ｔｓ）が１００秒未満であると、鋼板内部（ｔ／４部）での分率（ＶＩ）が低くなってしまい、引張強度（ＴＳ）が低下する。そこで本発明では、均熱保持時間（ｔｓ）を１００秒以上とした。好ましい均熱保持時間（ｔｓ）は１５０秒以上であり、より好ましくは２００秒以上である。一方、均熱保持時間が５００秒を超えると、合金元素が過度に均一な分布となるため、ビッカース硬度（ＨＶＳ）が高くなってしまい、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、伸びフランジ性（λ）、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）が低下する。そこで本発明では、均熱保持時間（ｔｓ）を５００秒以下とした。好ましい均熱保持時間（ｔｓ）は４５０秒以下であり、より好ましくは４００秒以下である。

均熱温度域（Ｔｓ）から１５０〜２３０℃（Ｔ１）までの温度域（Ｔｓ→Ｔ１）を平均冷却速度５〜７０℃／秒で冷却（ＣＲ）
上記の条件で均熱を行った後、均熱温度域（Ｔｓ）から、１５０〜２３０℃の温度域（冷却停止温度：Ｔ１）までの範囲（Ｔｓ→Ｔ１）を、平均冷却速度５〜７０℃／秒で冷却（ＣＲ）する。冷却停止温度（Ｔ１）が１５０℃を下回ると、残留γ量が減少し、伸び（Ｅｌ）、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）が低下する。本発明では冷却停止温度（Ｔ１）を１５０℃以上と定めた。好ましくは１６０℃以上、より好ましくは１７０℃以上である。一方、冷却停止温度が高すぎると１３５０ＭＰａ以上の高強度が確保できないため、２３０℃以下とした。好ましい冷却温度域（Ｔ１）は２２０℃以下、より好ましくは２１０℃以下である。

また平均冷却速度（ＣＲ）が５℃／秒を下回ると鋼板表層部や鋼板内部（ｔ／４部）での分率（ＶＳ、ＶＩ）が低くなってしまう。ＶＳが低いと耐遅れ破壊特性が低下し、ＶＩが低いと所望の強度が得られない。そこで本発明では、平均冷却速度（ＣＲ）を５℃／秒以上と定めた。好ましい平均冷却速度は２０℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上である。一方、冷却速度が７０℃／秒を超えると、冷却停止温度（Ｔ１）を制御することが困難となるので、本発明では平均冷却速度（ＣＲ）を７０℃／秒以下とした。好ましい平均冷却速度は、６０℃／秒以下、より好ましくは５０℃／秒以下である。

１８０〜２３０℃の温度域（Ｔ２）で２００〜３０００秒保持（ｔ２）した後、冷却
上記のように冷却停止温度（Ｔ１）の温度域まで冷却を行った後、１８０〜２３０℃の温度域（Ｔ２）で２００〜３０００秒保持（ｔ２）した後、室温まで冷却する。なお、保持温度（Ｔ２）については、同じ温度で保持（等温保持）する必要は必ずしもない。保持温度（Ｔ２）が１８０℃を下回ると、残留γ量が減少し、またビッカース硬度（ＨＶＳ）が高くなるため、伸び（Ｅｌ）、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）が低下する。そこで本発明では保持温度（Ｔ２）を１８０℃以上と定めた。好ましくは１８５℃以上、より好ましくは１９０℃以上である。一方、保持温度（Ｔ２）が高すぎると残留γ量が減少し、加工性が低下する。従って保持温度（Ｔ２）は、２３０℃以下とした。好ましい保持温度（Ｔ２）は２２５℃以下、より好ましくは２２０℃以下である。

また上記保持温度（Ｔ２）での保持時間（ｔ２）が２００秒を下回ると、鋼板表層部のビッカース硬度（ＨＶＳ）が高くなると共に残留γの分率（Ｖγ）が低下するため、伸び（Ｅｌ）、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、伸びフランジ性（λ）、及び耐遅れ破壊性が低下する。そこで本発明では保持時間（ｔ２）を２００秒以上と定めた。好ましくは２５０秒以上、より好ましくは３００秒以上である。一方、保持時間（ｔ２）が３０００秒を超えると残留γの分率（Ｖγ）が低下し、伸び（Ｅｌ）、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）も低下する。したがって保持時間（ｔ２）を３０００秒以下と定めた。好ましくは２５００秒以下、より好ましくは２０００秒以下である。

保持温度（Ｔ２）から室温までの平均冷却速度はおおむね０．５〜３０℃／秒が好ましく、これにより、所定の鋼板を製造できる。冷却方法は常法によって行えばよく、例えば気水冷却が挙げられる。

本発明の技術は、特に、板厚が０．８〜２．５ｍｍの薄鋼板に好適に採用できる。

このようにして得られた本発明の鋼板は、例えば、シートレールやピラー、レインフォース、メンバー等の部品や、バンパーやインパクトビーム等の補強部品のように、高強度が要求される部品の素材として好適に使用できる。

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。

下記表１に示す成分組成のスラブ鋼（残部は、鉄および不可避不純物：板厚３０ｍｍ）を通常の溶製方法に従って溶製し、鋳造して作製した後、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延した（仕上げ圧延温度は９５０℃、巻き取り温度（ＣＴ）は表２に示す）。次いで得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延した。次いで、表２に示す焼鈍条件で焼鈍処理を行った。尚、ｃｔは５００〜７００℃の範囲内で保持した。

上記の様にして得られた各鋼板について、鋼板表層部のビッカース硬さ、金属組織、機械的特性、曲げ加工性、伸びフランジ性、及び耐遅れ破壊性を調べた。

≪鋼板の表層部のビッカース硬さ（ＨＶＳ）の測定≫
鋼板の表面下３０μｍの箇所で、ビッカース硬さを測定した。具体的には鋼板の表面から板厚中心側に３０μｍの位置で荷重３ｇｆを加えてビッカース硬さを任意の２０箇所で測定し、それら測定値の平均値を表層部のビッカース硬さ（ＨＶＳ）とした。

≪金属組織の観察≫
ポリゴナルフェライトについては、次のような方法で分率を測定した。上記で得られた鋼板の圧延方向に平行な断面を研磨し、ナイタール腐食を行った後、鋼板の表面下３０μｍ、及びｔ／４（ｔ：板厚）においてＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により、１視野が約２０μｍ×２０μｍの測定領域を倍率３０００倍で組織観察した。観察はそれぞれの箇所で１０視野についておこない、点算法によって測定した面積率の算術平均を求めた。

なお、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの鋼板表面下３０μｍの分率（ＶＳ）、及びｔ／４の分率（ＶＩ）は、下記式により求めた。
（マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライト
の分率）＝１００−（ポリゴナルフェライトの分率）

≪残留オーステナイトの体積率（Ｖγ）≫
Ｖγは板厚の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。

《機械的特性の評価》
供試材の機械的特性は、ＪＩＳ Ｚ２２０１で規定される５号試験片を用いて引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）、および伸び（Ｅｌ）を測定した。上記試験片は、供試材から、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように切り出した。測定結果を下記表３に示す。本発明では、ＴＳが１３５０ＭＰａ以上である場合を超高強度（合格）と評価し、１３５０ＭＰａ未満である場合を強度不足（不合格）と評価した。またＥｌが９％以上である場合を合格と評価し、９％未満である場合を不合格と評価した。

≪曲げ加工性（Ｒ/ｔ）の評価≫
曲げ加工性については、ＪＩＳ Ｚ２２４８で規定されるＶブロック法に基づき、ＪＩＳ Ｚ２２０４に規定される１号試験片を用いて曲げ試験を行い、亀裂の有無を観察した。上記試験片は、供試材から、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように切り出した。測定結果を下記表３に示す。本発明では、押し金具先端とＶブロック谷部の半径を変化させ、亀裂（ヘアークラックも含む）を生じることなく、最小曲げ半径（Ｒｍｉｎ）を板厚ｔで割った値Ｒ/ｔを４以下にできた場合を合格と評価し、その他の場合を不合格と評価した。なお、亀裂の有無はルーペを用いて観察した。

≪伸びフランジ性（λ）の評価≫
伸びフランジ性試験を行って伸びフランジ性を評価した。具体的には直径１００ｍｍ、板厚１．４ｍｍの円盤状試験片を作成し、φ１０ｍｍの穴をパンチで打ち抜いた後、６０°円錐パンチを用いてバリを上にして穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。穴広げ率（λ）が３０％以上の場合を合格とした。

≪耐遅れ破壊性（ＤＦ）の評価≫
供試材の耐遅れ破壊性は、圧延方向と垂直な方向が長手方向となるように切り出した１５０ｍｍ×３３ｍｍの短冊片を切り出した後、更に３３ｍｍから３０ｍｍとなるように試験片両端をフライス加工し、端面形状を整えた試験片を用い、曲げ部の半径Ｒを板厚ｔで割った値が７となるようにＵ曲げ加工を施した後、１０００ＭＰａの応力（歪ゲージにより歪を応力へ換算）を負荷し、５％塩酸水溶液中に浸漬して割れ発生までの時間を測定した。本発明では、割れ発生までの時間が４８時間以上の場合を耐遅れ破壊性に優れる（合格）と評価し、４８時間未満の場合を耐遅れ破壊性に劣る（不合格）と評価した。下記表３では、耐遅れ破壊性に優れる場合は○で示し、耐遅れ破壊性に劣る場合は割れ発生までの時間を示した。

供試材の化学成分組成を表１に、熱処理条件を表２に、各試験結果を表３に示す。

表３より、以下のように考察することができる。
Ｎｏ．１〜１７、４１〜４５は、それぞれ、本発明の組成を満足する表１の鋼種２〜６、１５〜１９を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理２〜５、１８で製造した本発明例であり、ビッカース硬度（ＨＶＳ）、表層部の分率（ＶＳ）、板厚内部（ｔ／４）の分率（ＶＩ）、及び残留γの分率（Ｖγ）が、いずれも、本発明の要件を満足しているため、引張強度（ＴＳ）が１３５０ＭＰａ以上であって、伸び（Ｅｌ）、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、及び伸びフランジ性（λ）に優れていると共に、耐遅れ破壊性（ＤＦ）も良好なものが得られている。

これに対し、本発明のいずれかの要件を満足しない下記の例は、以下の不具合を有している。

Ｎｏ．１８、１９は、Ｃ量が少ない表１の鋼種１を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理２、４で製造した例であり、いずれにおいても、引張強度（ＴＳ）が低く、また表層部の分率（ＶＳ）が本発明の要件を満足していないため、耐遅れ破壊性（ＤＦ）も達成できなかった。

Ｎｏ．２０は、Ｔｉを添加していない表１の鋼種７を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理５で製造した例であり、表層部の分率（ＶＳ）と板厚内部（ｔ／４）の分率（ＶＩ）、残留γ（Ｖγ）のいずれも本発明の要件を満足していないため、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、伸びフランジ性（λ）及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．２１は、Ｍｎ量が少ない表１の鋼種８を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理２で製造した例であり、板厚内部（ｔ／４）の分率（ＶＩ）が本発明の要件を満足していないため、引張強度（ＴＳ）を達成できなかった。

Ｎｏ．２２は、Ｔｉ量が多い表１の鋼種９を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理３で製造した例であり、伸び（Ｅｌ）、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、及び伸びフランジ性（λ）を達成できなかった。

Ｎｏ．２３は、Ｃｒ量が多い表１の鋼種１０を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理４で製造した例であり、伸び（Ｅｌ）、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、及び伸びフランジ性（λ）を達成できなかった。

Ｎｏ．２４は、Ｃｕを添加していない表１の鋼種１１を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理２で製造した例であり、耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．２５は、Ｎｉを添加していない表１の鋼種１２を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理２で製造した例であり、耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．２６は、Ｂを添加していない表１の鋼種１３を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理２で製造した例であり、表層部の分率（ＶＳ）と板厚内部（ｔ／４）の分率（ＶＩ）のいずれも本発明の要件を満足していないため、引張強度（ＴＳ）、伸びフランジ性（λ）及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．２７は、Ｂ量が多い表１の鋼種１４を用い、本発明の要件を満足する表２の熱処理３で製造した例であり、耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．２８は、本発明の組成を満足する表１の鋼種５を用い、巻き取り温度（ＣＴ）が低い表２の熱処理１で製造した例であり、ビッカース硬度（ＨＶＳ）が本発明の要件を満足していないため、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、伸びフランジ性（λ）及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．２９は、本発明の組成を満足する表１の鋼種５を用い、巻き取り時間（ｃｔ）が短い表２の熱処理６で製造した例であり、ビッカース硬度（ＨＶＳ）が本発明の要件を満足していないため、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、伸びフランジ性（λ）、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．３０は、本発明の組成を満足する表１の鋼種５を用い、均熱温度（Ｔｓ）が低い表２の熱処理７で製造した例であり、板厚内部（ｔ／４）の分率（ＶＩ）が本発明の要件を満足していないため、引張強度（ＴＳ）を達成できなかった。

Ｎｏ．３１は、本発明の組成を満足する表１の鋼種５を用い、均熱時間（ｔｓ）が短い表２の熱処理８で製造した例であり、板厚内部（ｔ／４）の分率（ＶＩ）が本発明の要件を満足していないため、引張強度（ＴＳ）を達成できなかった。

Ｎｏ．３２は、本発明の組成を満足する表１の鋼種５を用い、冷却速度（ＣＲ）が遅い表２の熱処理９で製造した例であり、板厚内部（ｔ／４）の分率（ＶＩ）が本発明の要件を満足していないため、引張強度（ＴＳ）を達成できなかった。

Ｎｏ．３３、３４、３６は、本発明の組成を満足する表１の鋼種５を用い、冷却停止温度（Ｔ１）が低い表２の熱処理１０（Ｎｏ．３３）、冷却停止温度（Ｔ１）が低く、保持温度（Ｔ２）が高い表２の熱処理１１（Ｎｏ．３４）、熱処理１３（Ｎｏ．３６）で製造した例であり、いずれの例も残留γが存在せず、本発明の残留γの分率（Ｖγ）の要件を満足していないため、伸び（Ｅｌ）、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．３５は、本発明の組成を満足する表１の鋼種５を用い、保持温度（Ｔ２）が低い表２の熱処理１２で製造した例であり、ビッカース硬度（ＨＶＳ）、及び残留γの分率（Ｖγ）が本発明の要件を満足していないため、伸び（Ｅｌ）、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、及び伸びフランジ性（λ）、耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．３７は、本発明の組成を満足する表１の鋼種５を用い、保持時間（ｔ２）が短い表２の熱処理１４で製造した例であり、ビッカース硬度（ＨＶＳ）、及び残留γの分率（Ｖγ）が本発明の要件を満足していないため、伸び（Ｅｌ）、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、及び伸びフランジ性（λ）、耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．３８は、本発明の組成を満足する表１の鋼種３を用い、冷却速度（ＣＲ）が遅い表２の熱処理１５で製造した例であり、表層部の分率（ＶＳ）が本発明の要件を満足していないため、耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．３９は、本発明の組成を満足する表１の鋼種４を用い、均熱時間（ｔｓ）が長い表２の熱処理１６で製造した例であり、ビッカース硬度（ＨＶＳ）が本発明の要件を満足していないため、曲げ加工性（Ｒ/ｔ）、伸びフランジ性（λ）、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Ｎｏ．４０は、本発明の組成を満足する表１の鋼種４を用い、保持時間（ｔ２）が長い表２の熱処理１７で製造した例であり、本発明の残留γの分率（Ｖγ）の要件を満足していないため、伸び（Ｅｌ）、及び耐遅れ破壊性（ＤＦ）を達成できなかった。

Claims (2)

1. Ｃ ：０．１５〜０．２５％（質量％の意味。化学成分組成について以下同じ）、
   Ｓｉ：１．０〜２．５％、
   Ｍｎ：１．０〜３．０％、
   Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
   Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
   Ｃｕ：０．０１〜１％、
   Ｎｉ：０．０１〜１％、および
   Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
   を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、
   鋼板の最表層部から板厚方向３０μｍの表層部位について、走査型電子顕微鏡で組織を観察したとき、全組織に対するマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの合計は７０面積％以上、残部はポリゴナルフェライトであると共に、ビッカース硬さは３００〜４００ＨＶであり、且つ、
   板厚の１／４の部位について、走査型電子顕微鏡で組織を観察したとき、全組織に対するマルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびベイニティックフェライトの合計は９０面積％以上、前記マルテンサイトは６０面積％以上、残部はポリゴナルフェライトであると共に、Ｘ線回折法によって残留オーステナイトを測定したとき、残留オーステナイトの体積率は３％以上であることを特徴とする延性、曲げ加工性、伸びフランジ性、および耐遅れ破壊性に優れた引張強度１３５０ＭＰａ以上の超高強度鋼板。
2. 更に、他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の超高強度鋼板。

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