JP6048625B1 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
質量％で、Ｃ：０．０９％以上０．１７％以下、Ｓｉ：０．６％以上１．７％以下、Ｍｎ：３．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、フェライト相２０％未満（０％を含む）、焼き戻しマルテンサイト相７５％以上（１００％を含む）、焼き戻されていないマルテンサイト相１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイト相５％未満（０％を含む）を含む鋼板組織を有し、前記焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さが２８０以上３４０以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下である高強度鋼板。
Description
本発明は高強度鋼板及びその製造方法に関する。本発明の高強度鋼板は自動車用部材の使途に有用である。
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
一方、鋼板の成形性は高強度化にともない悪化する傾向にある。そのため、高強度に加え、成形性に優れた鋼板が望まれている。伸びフランジ性が不足する鋼板ではフランジ成形が必要な足回り部品等への適用ができない。自動車部品等を軽量化するうえでは、高強度と伸びフランジ性とを兼備した鋼板開発が必須であり、これまでにも伸びフランジ性に着目した高強度の冷延鋼板および溶融めっき鋼板について、様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．６超〜２．０％、Ｍｎ：０．５０〜３．５０％を含み、組織がフェライト相を面積率で２０％以上、焼き戻しマルテンサイト相と焼き戻しベイナイト相とベイナイト相を合計面積率で１０％以上含み、かつ、フェライト相と焼き戻しマルテンサイト相と焼き戻しベイナイト相とベイナイト相の合計面積率が９０％以上の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
特許文献２では、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０５〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．５％を含み、組織として面積率０〜１０％のフェライト相、面積率０〜１０％のマルテンサイト相、面積率６０〜９５％の焼き戻しマルテンサイト相と、Ｘ線回折法で求めた割合で５〜２０％の残留オーステナイト相を含有させることでＴＳが１２００ＭＰａ以上、穴広げ率が５０％以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
しかしながら、特許文献１で提案された技術では軟質なフェライト相を多く含むために引張強さが９００ＭＰａ以上の鋼板を得ることは難しい。引張強さが９５０ＭＰａ以上の鋼板であってもフェライト相生成による組織間の硬度差が大きくなるため、良好な穴広げ率を安定して得ることが困難である。
また、特許文献２で提案された技術では、焼き戻しマルテンサイト相の硬さおよび残留オーステナイト相の生成量の制御が不適切であり良好な穴広げ率を得ることができていない。特に、特許文献２実施例で示されるめっき鋼板Ｎｏ．２５、２６は良好な全伸び率は得られるものの、焼き戻しマルテンサイト相の硬度が過度に高いうえ、残留オーステナイト相を多く含むため、打抜加工時にボイドが生成する。該ボイドが原因となり、本発明で求める穴広げ率を得ることができない。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さ：９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下を有し、伸びフランジ性にも優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
引張強さ９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下かつ良好な伸びフランジ性を有する高強度鋼板の要件について鋭意検討した結果、鋼板の組織は焼き戻しマルテンサイトを主相（鋼板組織の面積率で７５％以上）とした組織である必要があり、該焼き戻しマルテンサイト相は適度な硬度を有する必要があることがわかった。さらに、本発明の高強度鋼板を得るためには、焼き戻しマルテンサイト相の硬度と延性を変化させる焼き戻し条件を制御することが好ましい。本発明を完成するにあたり、本発明者らが知見した要件は以下の通りである。
（１）鋼板の製造工程において元素偏在を可能な限り抑制することが好ましい。鋼板の製造工程において元素の偏在があると、フェライト相や残留オーステナイト相が生成する原因となるおそれがあり、焼き戻しマルテンサイト相の硬度がばらつくおそれがある。本発明者らは元素偏在の要因の一つは、熱間圧延時のフェライト変態及び焼鈍工程時のＡｃ１変態点を超える加熱での元素の拡散不足であることを知見した。鋼において元素を十分に拡散させる観点から、熱延鋼板の巻取温度はベイナイト変態させる温度とすることが好ましい。次に、焼鈍により得られる逆変態オーステナイト相における固溶元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ）の分配、濃度分布および偏析といった元素の偏在を可能な限り抑えることが好ましい。よって、焼鈍工程において高温での加熱を十分に行うことが好ましい。
（２）焼鈍工程での均熱後、急冷する際にはフェライト変態を抑制し、マルテンサイト変態を十分に完了させることが好ましい。この観点から、合金元素の制御と、冷却速度、冷却停止温度を制御することが好ましい。
（３）生成したマルテンサイト相を焼き戻す条件において、加熱温度と時間を制御することが好ましい。実際の製造プロセスでは等温保持されるとは限らないため、鋼板温度の変化による影響を考慮して焼き戻しマルテンサイト相の硬度を制御することが好ましい。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０９％以上０．１７％以下、Ｓｉ：０．６％以上１．７％以下、Ｍｎ：３．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、フェライト相２０％未満（０％を含む）、焼き戻しマルテンサイト相７５％以上（１００％を含む）、焼き戻されていないマルテンサイト相１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイト相５％未満（０％を含む）を含む鋼板組織を有し、前記焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さが２８０以上３４０以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下である高強度鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．２％以下から選ばれる１種以上を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａから選ばれる１種以上を合計で０．１％以下含有する［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記高強度鋼板が溶融めっき鋼板または合金化溶融めっき鋼板である、［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］［１］から［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３５０℃以下とし、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、前記仕上げ圧延の終了温度８００℃以上で仕上げ圧延終了後、巻取り温度５８０℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、次いで、冷間圧延を施す冷間圧延工程と、次いで、（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域を平均加熱速度２．０℃／ｓ以下で加熱し、かつ（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域で６０秒以上保持し、（Ａｃ３変態点−２０）℃以上の温度域で１２０秒以上保持し、（Ａｃ３変態点−２０）℃〜Ｍｓ変態点の温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、更に（Ｍｓ変態点−２００）℃を下回る温度まで冷却する焼鈍工程と、次いで、４００〜６００℃の温度域で５００℃相当の加熱を６０秒以上となる条件で再加熱する焼き戻し工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
［５］［１］から［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３５０℃以下とし、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、前記仕上げ圧延の終了温度８００℃以上で仕上げ圧延終了後、巻取り温度５８０℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、次いで、冷間圧延を施す冷間圧延工程と、次いで、（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域を平均加熱速度２．０℃／ｓ以下で加熱し、かつ（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域で６０秒以上保持し、（Ａｃ３変態点−２０）℃以上の温度域で１２０秒以上保持し、（Ａｃ３変態点−２０）℃〜Ｍｓ変態点の温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、更に（Ｍｓ変態点−２００）℃を下回る温度まで冷却する焼鈍工程と、次いで、４００〜６００℃の温度域で５００℃相当の加熱を６０秒以上となる条件で再加熱する焼き戻し工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
［６］更に、溶融めっき処理を施す溶融めっき工程を有する［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］更に、合金化処理を施す合金化工程を有する［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
なお、本発明において、高強度とは引張り強さ（ＴＳ）９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下であることを意味する。また、本発明において、高強度鋼板は冷延鋼板又は溶融めっき鋼板である。「溶融めっき鋼板」は、溶融めっき鋼板のみならず、合金化溶融めっき鋼板をも含む。溶融めっき鋼板と合金化溶融めっき鋼板とで区別して説明することが必要となる場合は、これらの鋼板を区別して記載する。
本発明によると、引張強さ：９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下の伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板は自動車の構造部材等の使途に好適である。また、本発明の高強度鋼板は自動車部品の軽量化やその信頼性を向上させる等、その効果は著しい。
以下に、本発明の実施形態を詳細に説明する。まず、本発明の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０９％以上０．１７％以下
Ｃはマルテンサイト相の硬さを上昇させ、フェライト変態を抑制する焼入性を持つ。Ｃ含有量が０．０９％を下回るとフェライト相の面積率が２０％以上となり、焼き戻しマルテンサイト相の硬度が不足するため、引張強さ９５０ＭＰａ以上の鋼板が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１７％を上回るとマルテンサイト変態点（Ｍｓ変態点）が過度に低下するため、焼き戻されていないマルテンサイト相や残留オーステナイト相の生成が増大し、伸びフランジ性の低下が顕在化する。そのため、Ｃ含有量は０．０９％以上０．１７％以下とする。Ｃ含有量の下限側は０．１０％以上が好ましい。Ｃ含有量の上限側は０．１６％以下が好ましい。
Ｃはマルテンサイト相の硬さを上昇させ、フェライト変態を抑制する焼入性を持つ。Ｃ含有量が０．０９％を下回るとフェライト相の面積率が２０％以上となり、焼き戻しマルテンサイト相の硬度が不足するため、引張強さ９５０ＭＰａ以上の鋼板が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１７％を上回るとマルテンサイト変態点（Ｍｓ変態点）が過度に低下するため、焼き戻されていないマルテンサイト相や残留オーステナイト相の生成が増大し、伸びフランジ性の低下が顕在化する。そのため、Ｃ含有量は０．０９％以上０．１７％以下とする。Ｃ含有量の下限側は０．１０％以上が好ましい。Ｃ含有量の上限側は０．１６％以下が好ましい。
Ｓｉ：０．６％以上１．７％以下
Ｓｉは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。引張強さ：９５０ＭＰａ以上を得るには、Ｓｉ含有量は０．６％以上である必要がある。一方で、Ｓｉは、フェライト変態の潜伏期を短時間化させフェライト変態を促す悪影響がある。フェライト相生成を抑制する観点から、Ｓｉ含有量は１．７％以下とする。Ｓｉ含有量の下限側は０．８％以上が好ましい。Ｓｉ含有量の上限側は１．６％以下が好ましい。
Ｓｉは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。引張強さ：９５０ＭＰａ以上を得るには、Ｓｉ含有量は０．６％以上である必要がある。一方で、Ｓｉは、フェライト変態の潜伏期を短時間化させフェライト変態を促す悪影響がある。フェライト相生成を抑制する観点から、Ｓｉ含有量は１．７％以下とする。Ｓｉ含有量の下限側は０．８％以上が好ましい。Ｓｉ含有量の上限側は１．６％以下が好ましい。
Ｍｎ：３．５％以下
Ｍｎ含有量が３．５％を上回ると鋳造性への悪影響が顕在化し、製造が困難となるためＭｎ含有量の上限を３．５％とする。好ましくは３．３％以下である。一方、Ｍｎは、固溶強化により高強度化に寄与するうえ、Ａｃ３変態点を低下させて鋼板組織の均質化を促進したり、フェライト変態開始を遅延させる効果がある。この観点からＭｎ含有量は２．５％以上が好ましい。より好ましいＭｎ含有量は２．６％以上である。
Ｍｎ含有量が３．５％を上回ると鋳造性への悪影響が顕在化し、製造が困難となるためＭｎ含有量の上限を３．５％とする。好ましくは３．３％以下である。一方、Ｍｎは、固溶強化により高強度化に寄与するうえ、Ａｃ３変態点を低下させて鋼板組織の均質化を促進したり、フェライト変態開始を遅延させる効果がある。この観点からＭｎ含有量は２．５％以上が好ましい。より好ましいＭｎ含有量は２．６％以上である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、粒界に偏析して打抜性を低下させ、伸びフランジ性に悪影響をもたらす元素である。したがって、Ｐは極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、Ｐ含有量を０．０３％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であり、０％でも良い。なお、溶製コストの面からは、Ｐ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｐは、粒界に偏析して打抜性を低下させ、伸びフランジ性に悪影響をもたらす元素である。したがって、Ｐは極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、Ｐ含有量を０．０３％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であり、０％でも良い。なお、溶製コストの面からは、Ｐ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は、熱間圧延および冷間圧延により圧延方向と平行方向に伸展した形態となる。このような形態であると、ボイド生成の起点となりやすく伸びフランジ性に悪影響をおよぼす。したがって、本発明では、Ｓ含有量を極力低減することが好ましく、０．００５％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００３％以下であり、０％であっても良い。なお、溶製コストの面からは、Ｓ含有量は０．０００１％以上が好ましい。
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は、熱間圧延および冷間圧延により圧延方向と平行方向に伸展した形態となる。このような形態であると、ボイド生成の起点となりやすく伸びフランジ性に悪影響をおよぼす。したがって、本発明では、Ｓ含有量を極力低減することが好ましく、０．００５％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００３％以下であり、０％であっても良い。なお、溶製コストの面からは、Ｓ含有量は０．０００１％以上が好ましい。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、鋼板中に０．０２％以上含有することが好ましい。一方で、Ａｌ含有量が０．０８％を越えるとアルミナなどの介在物により伸びフランジ性への悪影響が顕在化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．０７％以下である。
Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、鋼板中に０．０２％以上含有することが好ましい。一方で、Ａｌ含有量が０．０８％を越えるとアルミナなどの介在物により伸びフランジ性への悪影響が顕在化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．０７％以下である。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、時効の原因となる元素である。時効によって伸びフランジ性は低下するため、Ｎ含有量は極力低減することが好ましく、上限を０．００６％とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００５％以下であり、０％でも良い。なお、溶製コストの面からは、Ｎ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
Ｎは、時効の原因となる元素である。時効によって伸びフランジ性は低下するため、Ｎ含有量は極力低減することが好ましく、上限を０．００６％とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００５％以下であり、０％でも良い。なお、溶製コストの面からは、Ｎ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
Ｔｉ：０．０５％以下
０．０５％を上回る量のＴｉを含有させると粗大なＴｉ炭化物が生成し、伸びフランジ性低下の要因となる。以上から、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。固溶Ｎは鋼板中で拡散しやすく時効の原因となる。時効によって伸びフランジ性は低下するため、固溶Ｎ量を低減する必要がある。Ｔｉは製鋼の段階でＮと結合して窒化物を形成するため、時効の悪影響を取り除くことができる。Ｎは不可避的に混入する元素であるため、Ｔｉは０．００５％以上含有させることが好ましい。さらに好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０１％以上である。
０．０５％を上回る量のＴｉを含有させると粗大なＴｉ炭化物が生成し、伸びフランジ性低下の要因となる。以上から、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。固溶Ｎは鋼板中で拡散しやすく時効の原因となる。時効によって伸びフランジ性は低下するため、固溶Ｎ量を低減する必要がある。Ｔｉは製鋼の段階でＮと結合して窒化物を形成するため、時効の悪影響を取り除くことができる。Ｎは不可避的に混入する元素であるため、Ｔｉは０．００５％以上含有させることが好ましい。さらに好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０１％以上である。
Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下
Ｂはフェライト変態開始を著しく遅延させる効果があり、本発明に必須の元素である。このような効果を得るには、Ｂを０．０００２％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０００５％以上である。一方、０．００３０％を上回る含有は上記効果が飽和するばかりか、加工性低下の要因となるため、Ｂ含有量の上限を０．００３０％とする。好ましいＢ含有量は０．００２５％以下である。
Ｂはフェライト変態開始を著しく遅延させる効果があり、本発明に必須の元素である。このような効果を得るには、Ｂを０．０００２％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０００５％以上である。一方、０．００３０％を上回る含有は上記効果が飽和するばかりか、加工性低下の要因となるため、Ｂ含有量の上限を０．００３０％とする。好ましいＢ含有量は０．００２５％以下である。
以上が本発明における基本組成である。上記した基本組成に加えてさらに、以下の元素を含有しても良い。
Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．２％以下から選ばれる１種以上
Ｖはマルテンサイト相の焼き戻し過程で炭化物として析出し、鋼板強度を上昇させる効果がある元素である。Ｍｏはマルテンサイト相の焼き戻し軟化抵抗を上昇させ、Ｖと同様鋼板強度を上昇させる効果がある。これらの効果を得るには、各元素を含有する場合は少なくとも０．０１％以上含有させることが好ましい。一方で、Ｖを含有する場合は０．１％、Ｍｏを含有する場合は０．２％を超える含有により伸びフランジ性が低下するおそれがあるため、ＶおよびＭｏの上限量はそれぞれ０．１％、０．２％が好ましい。Ｖ含有量の下限側は０．０２％以上がより好ましい。Ｖ含有量の上限側は０．０８％以下がより好ましい。Ｍｏ含有量の下限側は０．０２％以上がより好ましい。Ｍｏ含有量の上限側は０．１５％以下がより好ましい。Ｖ及びＭｏ両元素を含有する場合、含有量の合計が０．１５％以下であることが好ましい。
Ｖはマルテンサイト相の焼き戻し過程で炭化物として析出し、鋼板強度を上昇させる効果がある元素である。Ｍｏはマルテンサイト相の焼き戻し軟化抵抗を上昇させ、Ｖと同様鋼板強度を上昇させる効果がある。これらの効果を得るには、各元素を含有する場合は少なくとも０．０１％以上含有させることが好ましい。一方で、Ｖを含有する場合は０．１％、Ｍｏを含有する場合は０．２％を超える含有により伸びフランジ性が低下するおそれがあるため、ＶおよびＭｏの上限量はそれぞれ０．１％、０．２％が好ましい。Ｖ含有量の下限側は０．０２％以上がより好ましい。Ｖ含有量の上限側は０．０８％以下がより好ましい。Ｍｏ含有量の下限側は０．０２％以上がより好ましい。Ｍｏ含有量の上限側は０．１５％以下がより好ましい。Ｖ及びＭｏ両元素を含有する場合、含有量の合計が０．１５％以下であることが好ましい。
ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａから選ばれる１種以上を合計で０．１％以下
ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａから選ばれる１種以上を合計で０．１％を超えて含有すると加工性が低下し、伸びフランジ性低下の原因となるおそれがある。このため、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａから選ばれる１種以上を含有する場合は含有量上限を０．１％とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。一方、これら元素は、介在物を球状化させたり鋼板の表面性状を改善させたりすることで、伸びフランジ性向上に寄与する元素である。介在物はより球形である方が介在物周りでの応力集中が低減するため、ボイドが発生しにくくなる。また、鋼板の表面性状が良好である方が鋼板表面で発生する亀裂の発生確率が低下するため、伸びフランジ性は向上する。上記効果を得るには、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種以上を含有する場合は０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。
ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａから選ばれる１種以上を合計で０．１％を超えて含有すると加工性が低下し、伸びフランジ性低下の原因となるおそれがある。このため、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａから選ばれる１種以上を含有する場合は含有量上限を０．１％とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。一方、これら元素は、介在物を球状化させたり鋼板の表面性状を改善させたりすることで、伸びフランジ性向上に寄与する元素である。介在物はより球形である方が介在物周りでの応力集中が低減するため、ボイドが発生しにくくなる。また、鋼板の表面性状が良好である方が鋼板表面で発生する亀裂の発生確率が低下するため、伸びフランジ性は向上する。上記効果を得るには、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種以上を含有する場合は０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。
上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
次に、本発明の鋼板組織を説明する。本発明は焼き戻しマルテンサイト相を主相とした鋼板組織を有する。主相である焼き戻しマルテンサイト相は面積率で７５％以上である。よって、本発明の鋼板組織は焼き戻しマルテンサイト相単相としてもよい。また、本発明の鋼板組織は、焼き戻しマルテンサイト相の他に、フェライト相、焼き戻されていないマルテンサイト相、残留オーステナイト相等を含んでも良い。
フェライト相の面積率：２０％未満（０％を含む）
フェライト相は、焼き戻しマルテンサイト相と比べて軟質な組織である。フェライト相を２０％以上含有した場合、焼き戻しマルテンサイト相とフェライト相との組織間の硬度差に起因する伸びフランジ性低下の影響が無視できなくなる。また、焼鈍工程の高温下における元素の溶解度はフェライト相とオーステナイト相とで異なるため、元素の偏在を助長させる原因となる。本発明において、フェライト相の面積率は２０％未満とする必要がある。フェライト相の面積率は好ましくは１５％以下であり、０％まで低減することがより好ましい。
フェライト相は、焼き戻しマルテンサイト相と比べて軟質な組織である。フェライト相を２０％以上含有した場合、焼き戻しマルテンサイト相とフェライト相との組織間の硬度差に起因する伸びフランジ性低下の影響が無視できなくなる。また、焼鈍工程の高温下における元素の溶解度はフェライト相とオーステナイト相とで異なるため、元素の偏在を助長させる原因となる。本発明において、フェライト相の面積率は２０％未満とする必要がある。フェライト相の面積率は好ましくは１５％以下であり、０％まで低減することがより好ましい。
焼き戻しマルテンサイト相の面積率：７５％以上（１００％を含む）
焼き戻しマルテンサイト相は、焼き戻されていないマルテンサイト相よりも伸びフランジ性が良好であり、フェライト相よりも強度が高い。そのため、焼き戻しマルテンサイト相を活用して高強度と良好な伸びフランジ性とを同時に得ることができる。本発明で求める引張強さ９５０ＭＰａ以上を得るには、少なくとも焼き戻しマルテンサイト相は７５％以上とする必要がある。良好な伸びフランジ性がより安定的に得られる焼き戻しマルテンサイト相の面積率は８５％以上である。
焼き戻しマルテンサイト相は、焼き戻されていないマルテンサイト相よりも伸びフランジ性が良好であり、フェライト相よりも強度が高い。そのため、焼き戻しマルテンサイト相を活用して高強度と良好な伸びフランジ性とを同時に得ることができる。本発明で求める引張強さ９５０ＭＰａ以上を得るには、少なくとも焼き戻しマルテンサイト相は７５％以上とする必要がある。良好な伸びフランジ性がより安定的に得られる焼き戻しマルテンサイト相の面積率は８５％以上である。
焼き戻されていないマルテンサイト相の面積率：１０％以下（０％を含む）
焼き戻されていないマルテンサイト相は粒内および粒界に炭化物が析出していない組織である。一方、焼き戻しマルテンサイト相は炭化物が析出する組織であり、炭化物有無によって識別する。焼き戻されていないマルテンサイト相は非常に高硬度であるため組織間の硬度差の原因となり、伸びフランジ性低下の原因となる。したがって、可能な限り低減することが望ましく、焼き戻されていないマルテンサイト相の面積率は１０％以下とする必要がある。焼き戻されていないマルテンサイト相の面積率は好ましくは５％以下であり、０％まで低減することがより好ましい。
焼き戻されていないマルテンサイト相は粒内および粒界に炭化物が析出していない組織である。一方、焼き戻しマルテンサイト相は炭化物が析出する組織であり、炭化物有無によって識別する。焼き戻されていないマルテンサイト相は非常に高硬度であるため組織間の硬度差の原因となり、伸びフランジ性低下の原因となる。したがって、可能な限り低減することが望ましく、焼き戻されていないマルテンサイト相の面積率は１０％以下とする必要がある。焼き戻されていないマルテンサイト相の面積率は好ましくは５％以下であり、０％まで低減することがより好ましい。
残留オーステナイト相の面積率：５％未満（０％を含む）
残留オーステナイト相は、打抜加工時に歪誘起変態して硬度の高い組織へ変化する。そのため、打抜加工時でのボイド生成の原因となり、伸びフランジ性へ悪影響をもたらす。したがって、残留オーステナイト相の面積率は５％未満とする必要がある。残留オーステナイト相の面積率は好ましくは４％以下である。
残留オーステナイト相は、打抜加工時に歪誘起変態して硬度の高い組織へ変化する。そのため、打抜加工時でのボイド生成の原因となり、伸びフランジ性へ悪影響をもたらす。したがって、残留オーステナイト相の面積率は５％未満とする必要がある。残留オーステナイト相の面積率は好ましくは４％以下である。
その他の組織としては、ベイナイト相やパーライト相等が挙げられる。これらの組織が生成された場合、焼き戻しマルテンサイト相との混在組織となるため、組織間の硬度差が大きくなる。組織間の硬度差をより小さくするため、ベイナイト相やパーライト相等のフェライト相、焼き戻しマルテンサイト相、焼き戻されていないマルテンサイト相および残留オーステナイト相以外の面積率は合計で３％以下とすることが好ましく、０％とすることがより好ましい。本発明において、焼き戻しマルテンサイト相とベイナイト相は組織観察による区別が非常に困難である。そのため、変態膨張曲線よりベイナイト変態の有無と変態率から求めれば良い。後述の製造方法でベイナイト変態が生じるのは、焼鈍工程での均熱後の冷却過程である。冷却過程での変態膨張の有無によりベイナイト変態の有無を判断する。変態膨張が認められた場合はＭｓ変態点＋１０℃から室温まで急冷し、マルテンサイト相面積率とフェライト相面積率およびベイナイト相面積率のそれぞれを確認すればよい。
本発明の鋼板組織の面積率は、後述の実施例に記載の方法により求める。
前記焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さは２８０以上３４０以下である。焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さが２８０を下回る場合は、引張強さ：９５０ＭＰａ以上を安定的に得られなくなる。一方、焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さが３４０を上回ると伸びフランジ性の低下が顕在化する。これらのため、焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さの範囲は２８０以上３４０以下とする。
本発明において引張強さは９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下である。良好な伸びフランジ性が求められる部材では引張強さ：９５０ＭＰａ以上のものが増えている。本発明では引張強さは９５０ＭＰａ以上に設計した。一方で、引張強さ：１１２０ＭＰａを上回る鋼板は本発明で得ることが難しく、得られたとしても伸びフランジ性が本発明で求める範囲内ではない。以上より、引張強さの範囲は９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下とする。
本発明において、焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さ及び鋼板の引張強さは後述の実施例に記載の方法により求める。
本発明の高強度鋼板は、冷延鋼板又は溶融めっき鋼板である。溶融めっき鋼板の製造において、溶融めっき層は適宜公知の手法により形成可能である。溶融めっき鋼板として、例えば、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板等がある。好ましい溶融めっき鋼板は溶融亜鉛めっき鋼板である。溶融めっき鋼板のめっき層は合金化されたものであってもよい。適宜公知の手法により、溶融めっき層を合金化できる。
本発明の高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、１．０〜２．０ｍｍであることが好ましい。高強度鋼板がめっき層を備える場合、板厚はめっき層を除いた地鉄鋼板の板厚である。
次に、本発明の製造方法について説明する。本発明の高強度鋼板は、以下の製造方法により製造されることが好ましい。
本発明の高強度鋼板は、上記した成分組成の鋼素材（鋼スラブ）を１１００℃以上１３５０℃以下とし、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、前記仕上げ圧延の終了温度８００℃以上で仕上げ圧延終了後、巻取り温度５８０℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、次いで、冷間圧延を施す冷間圧延工程と、次いで、（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域を平均加熱速度２．０℃／ｓ以下で加熱し、かつ（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域で６０秒以上保持し、（Ａｃ３変態点−２０）℃以上の温度域で１２０秒以上保持し、（Ａｃ３変態点−２０）℃〜Ｍｓ変態点の温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、更に（Ｍｓ変態点−２００）℃を下回る温度まで冷却する焼鈍工程と、次いで、４００〜６００℃の温度域で５００℃相当の加熱を６０秒以上となる条件で再加熱する焼き戻し工程と、を有する高強度鋼板の製造方法により製造することが好ましい。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法により鋼素材であるスラブとするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
（熱間圧延工程）
以下説明する熱間圧延工程において、温度は、鋼素材又は鋼板の表面温度である。
以下説明する熱間圧延工程において、温度は、鋼素材又は鋼板の表面温度である。
鋼素材の温度：１１００℃以上１３５０℃以下
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を施す。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を１１００℃以上１３５０℃以下として実質的に鋼素材全体にわたり均質なオーステナイト相とする。鋼素材の温度が１１００℃を下回ると仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延を完了させることができない。一方、鋼素材の温度が１３５０℃を上回ると、スケールが噛み込み、熱延鋼板の表面性状が悪化する。そのため、鋼素材の温度は１１００℃以上１３５０℃以下とした。鋼素材の温度は好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。鋼素材に熱間圧延を施すに際し、通常は鋼素材を加熱後に熱間圧延がなされる。但し、鋳造後の鋼素材が１１００℃以上１３５０℃以下の温度域にある場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を施す。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を１１００℃以上１３５０℃以下として実質的に鋼素材全体にわたり均質なオーステナイト相とする。鋼素材の温度が１１００℃を下回ると仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延を完了させることができない。一方、鋼素材の温度が１３５０℃を上回ると、スケールが噛み込み、熱延鋼板の表面性状が悪化する。そのため、鋼素材の温度は１１００℃以上１３５０℃以下とした。鋼素材の温度は好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。鋼素材に熱間圧延を施すに際し、通常は鋼素材を加熱後に熱間圧延がなされる。但し、鋳造後の鋼素材が１１００℃以上１３５０℃以下の温度域にある場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
仕上げ圧延の終了温度：８００℃以上
仕上げ圧延の終了温度が８００℃を下回ると、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織となるため、熱延鋼板で実質的にベイナイト単相組織が得られなくなる。よって、仕上げ圧延の終了温度は８００℃以上とする。好ましくは仕上げ圧延の終了温度は８４０℃以上である。熱延鋼板ではスケールによる脱炭などの影響により、鋼板の表層部（表面から５０μｍまでの距離）では板厚中央部と組織が異なる場合がある。本発明で“実質的にベイナイト単相組織”は板厚方向１／４位置から３／４位置までの範囲でベイナイト相の面積率が９０％以上であれば良い。
仕上げ圧延の終了温度が８００℃を下回ると、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織となるため、熱延鋼板で実質的にベイナイト単相組織が得られなくなる。よって、仕上げ圧延の終了温度は８００℃以上とする。好ましくは仕上げ圧延の終了温度は８４０℃以上である。熱延鋼板ではスケールによる脱炭などの影響により、鋼板の表層部（表面から５０μｍまでの距離）では板厚中央部と組織が異なる場合がある。本発明で“実質的にベイナイト単相組織”は板厚方向１／４位置から３／４位置までの範囲でベイナイト相の面積率が９０％以上であれば良い。
仕上げ圧延終了後、通常は強制冷却により巻取温度直上まで冷却する。仕上げ圧延終了後、強制冷却を開始するまでの時間は５秒以内とすることが好ましい。５秒を上回るとフェライト変態が開始し、実質的にベイナイト単相組織が得られなくなる場合がある。強制冷却による冷却速度は、仕上げ圧延の終了温度から５８０℃までの平均冷却速度で２０℃／ｓ以上とすることが望ましい。２０℃／ｓを下回るとフェライト変態が開始するおそれがある。
巻取り温度：５８０℃以下
実質的にベイナイト単相を得るために巻取温度は５８０℃以下とする。ベイナイト変態ではなくマルテンサイト変態でも元素の偏在性による悪影響は現れないが、鋼板強度が高くなり冷間圧延の工程での製造性が悪化する。そのため、巻取温度はＭｓ変態点以上とすることが望ましい。なお、本発明においてＭｓ変態点は、後述の実施例に記載方法にて、加工フォーマスターによる変態膨張曲線と得られたサンプルの組織から決定する。
実質的にベイナイト単相を得るために巻取温度は５８０℃以下とする。ベイナイト変態ではなくマルテンサイト変態でも元素の偏在性による悪影響は現れないが、鋼板強度が高くなり冷間圧延の工程での製造性が悪化する。そのため、巻取温度はＭｓ変態点以上とすることが望ましい。なお、本発明においてＭｓ変態点は、後述の実施例に記載方法にて、加工フォーマスターによる変態膨張曲線と得られたサンプルの組織から決定する。
（冷間圧延工程）
本発明の冷間圧延工程の条件は特に限定されない。冷間圧延時の板形状の観点から、冷間圧延の圧延率を４０〜７５％とすることが好ましい。
本発明の冷間圧延工程の条件は特に限定されない。冷間圧延時の板形状の観点から、冷間圧延の圧延率を４０〜７５％とすることが好ましい。
（焼鈍工程）
（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域を平均加熱速度２．０℃／ｓ以下で加熱し、この温度域で６０秒以上保持する
焼鈍工程での加熱では逆変態（フェライト→オーステナイト変態）を十分に進行させ、かつ元素を拡散させる必要がある。そのため、逆変態時の鋼板温度と時間を制御する必要がある。Ａｃ１変態点およびＡｃ３変態点は平衡状態に近い測定で得られる変態点である。そのため、実際の連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインで逆変態挙動を制御するには、（Ａｃ１変態点＋１０）℃以上で制御する。一方、逆変態が完了するにはＡｃ３変態点以上の加熱が必要であるが、本発明でのフェライト相の面積率２０％未満の鋼板組織を得るために、（Ａｃ３変態点−２０）℃以下で制御する。好ましいフェライト相の面積率を得る観点から、（Ａc３変態点−１０）℃以下で制御してよい。短時間保持では逆変態は十分に進まず、組織制御が困難となるため、保持（滞留）時間の管理も必要である。所望の鋼板組織を得るために、（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域において６０秒以上保持する。該保持時間は好ましくは、８０秒以上である。一方、該保持時間は好ましくは２３０秒以下である。
（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域を平均加熱速度２．０℃／ｓ以下で加熱し、この温度域で６０秒以上保持する
焼鈍工程での加熱では逆変態（フェライト→オーステナイト変態）を十分に進行させ、かつ元素を拡散させる必要がある。そのため、逆変態時の鋼板温度と時間を制御する必要がある。Ａｃ１変態点およびＡｃ３変態点は平衡状態に近い測定で得られる変態点である。そのため、実際の連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインで逆変態挙動を制御するには、（Ａｃ１変態点＋１０）℃以上で制御する。一方、逆変態が完了するにはＡｃ３変態点以上の加熱が必要であるが、本発明でのフェライト相の面積率２０％未満の鋼板組織を得るために、（Ａｃ３変態点−２０）℃以下で制御する。好ましいフェライト相の面積率を得る観点から、（Ａc３変態点−１０）℃以下で制御してよい。短時間保持では逆変態は十分に進まず、組織制御が困難となるため、保持（滞留）時間の管理も必要である。所望の鋼板組織を得るために、（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域において６０秒以上保持する。該保持時間は好ましくは、８０秒以上である。一方、該保持時間は好ましくは２３０秒以下である。
（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域における平均加熱速度は２．０℃／ｓ以下とする。これは焼鈍工程での加熱により逆変態を十分に促進させつつ、元素を拡散させるためである。該平均加熱速度は好ましくは１．５℃／ｓ以下である。本発明において、加熱速度及び冷却速度の単位における「ｓ」は秒を意味する。
（Ａｃ３変態点−２０）℃以上の温度域で１２０秒以上保持
逆変態を十分に促進させ、フェライト相の面積率を低減し、元素の偏在性を緩和するために、鋼板温度（Ａｃ３変態点−２０）℃以上で１２０秒以上保持する均熱処理を行う。好ましい条件は、鋼板温度は（Ａｃ３変態点−１０）℃以上、保持時間は１５０秒以上である。均熱処理における鋼板温度の上限は、過度に焼鈍炉を高温とした場合、熱による炉体への損傷が大きくなる観点から９２０℃以下が好ましい。
逆変態を十分に促進させ、フェライト相の面積率を低減し、元素の偏在性を緩和するために、鋼板温度（Ａｃ３変態点−２０）℃以上で１２０秒以上保持する均熱処理を行う。好ましい条件は、鋼板温度は（Ａｃ３変態点−１０）℃以上、保持時間は１５０秒以上である。均熱処理における鋼板温度の上限は、過度に焼鈍炉を高温とした場合、熱による炉体への損傷が大きくなる観点から９２０℃以下が好ましい。
（Ａｃ３変態点−２０）℃〜Ｍｓ変態点の温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却
マルテンサイト変態を優勢に進行させるために、鋼板温度（Ａｃ３変態点−２０）℃からＭｓ変態点まで平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却させる。好ましい該平均冷却速度は３０℃／ｓ以上である。一方、該平均冷却速度は、鋼板内の温度変動を抑えられ、操業上の管理を容易とする観点から１５０℃／ｓ以下が好ましい。
マルテンサイト変態を優勢に進行させるために、鋼板温度（Ａｃ３変態点−２０）℃からＭｓ変態点まで平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却させる。好ましい該平均冷却速度は３０℃／ｓ以上である。一方、該平均冷却速度は、鋼板内の温度変動を抑えられ、操業上の管理を容易とする観点から１５０℃／ｓ以下が好ましい。
更に（Ｍｓ変態点−２００）℃を下回る温度まで冷却
焼鈍工程では、更に（Ｍｓ変態点−２００）℃を下回る温度まで冷却する。冷却終了温度が（Ｍｓ変態点−２００）℃以上の温度ではマルテンサイト変態が完了しないオーステナイト相が残存し、焼き戻されていないマルテンサイト相や残留オーステナイト相の増加の原因となる。焼鈍工程において、Ｍｓ変態点未満の温度域における冷却速度は特に限定されない。好ましくは、上記した均熱処理後の冷却に続き、Ｍｓ変態点〜（Ｍｓ変態点−２００）℃の温度域を平均冷却速度２０〜３０℃／ｓで冷却する。
焼鈍工程では、更に（Ｍｓ変態点−２００）℃を下回る温度まで冷却する。冷却終了温度が（Ｍｓ変態点−２００）℃以上の温度ではマルテンサイト変態が完了しないオーステナイト相が残存し、焼き戻されていないマルテンサイト相や残留オーステナイト相の増加の原因となる。焼鈍工程において、Ｍｓ変態点未満の温度域における冷却速度は特に限定されない。好ましくは、上記した均熱処理後の冷却に続き、Ｍｓ変態点〜（Ｍｓ変態点−２００）℃の温度域を平均冷却速度２０〜３０℃／ｓで冷却する。
（焼き戻し工程）
４００〜６００℃の温度域で５００℃相当の加熱時間を６０秒以上となる条件で再加熱する
本発明では合金元素の制御に加え、生成したマルテンサイト相の焼き戻し条件を制御することにより、鋼板強度を制御する。焼き戻しマルテンサイト相の硬度は加熱時間と鋼板温度に支配される。そのため、焼き戻しパラメーターを用いて５００℃相当の時間で制御すれば、安定して焼き戻しマルテンサイト相の硬さを制御することができる。マルテンサイト相の硬度と延性とは背反関係にあり、硬度が低下すれば延性は上昇する。したがって、所望の硬度に制御された焼き戻しマルテンサイト相の延性は本発明で求めるものとなる。焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さを２８０以上３４０以下とするために、４００〜６００℃の温度域で５００℃相当の加熱時間を６０秒以上とする。過度の軟化を防ぐには加熱時間を１５０秒以下とすることが好ましい。一方、実際のプロセスにおいては連続的に温度が変化する。そのため、５００℃相当の加熱時間を求めるには、１秒ピッチで温度を測定し、その温度から５００℃相当の加熱時間を（１）式を用いて求める。Ｔは測定温度（℃）であり、ｔｉは１秒ピッチで測定した温度（Ｔ）から求めた５００℃相当の加熱時間（ｓ）であり、ｔＴｏｔａｌは（１）式から求めた５００℃相当の加熱時間（ｓ）の積算値である。ｎは１秒ピッチで温度を測定した回数を意味する。
４００〜６００℃の温度域で５００℃相当の加熱時間を６０秒以上となる条件で再加熱する
本発明では合金元素の制御に加え、生成したマルテンサイト相の焼き戻し条件を制御することにより、鋼板強度を制御する。焼き戻しマルテンサイト相の硬度は加熱時間と鋼板温度に支配される。そのため、焼き戻しパラメーターを用いて５００℃相当の時間で制御すれば、安定して焼き戻しマルテンサイト相の硬さを制御することができる。マルテンサイト相の硬度と延性とは背反関係にあり、硬度が低下すれば延性は上昇する。したがって、所望の硬度に制御された焼き戻しマルテンサイト相の延性は本発明で求めるものとなる。焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さを２８０以上３４０以下とするために、４００〜６００℃の温度域で５００℃相当の加熱時間を６０秒以上とする。過度の軟化を防ぐには加熱時間を１５０秒以下とすることが好ましい。一方、実際のプロセスにおいては連続的に温度が変化する。そのため、５００℃相当の加熱時間を求めるには、１秒ピッチで温度を測定し、その温度から５００℃相当の加熱時間を（１）式を用いて求める。Ｔは測定温度（℃）であり、ｔｉは１秒ピッチで測定した温度（Ｔ）から求めた５００℃相当の加熱時間（ｓ）であり、ｔＴｏｔａｌは（１）式から求めた５００℃相当の加熱時間（ｓ）の積算値である。ｎは１秒ピッチで温度を測定した回数を意味する。
（溶融めっき工程）
製造する鋼板が溶融めっき鋼板である場合、上記焼き戻し工程後連続めっきラインで溶融めっき工程を行う。溶融めっき工程では、組成がＦｅ：５．０〜２０．０％、Ａｌ：０．００１％〜１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０〜３．５％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物とする温度４６０℃のめっき浴に浸漬することで鋼板にめっき層を付与することが好ましい。また、合金化処理は、溶融めっき工程後５００〜６００℃に加熱することでめっき層を合金化することが好ましい。
製造する鋼板が溶融めっき鋼板である場合、上記焼き戻し工程後連続めっきラインで溶融めっき工程を行う。溶融めっき工程では、組成がＦｅ：５．０〜２０．０％、Ａｌ：０．００１％〜１．０％を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０〜３．５％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物とする温度４６０℃のめっき浴に浸漬することで鋼板にめっき層を付与することが好ましい。また、合金化処理は、溶融めっき工程後５００〜６００℃に加熱することでめっき層を合金化することが好ましい。
溶融亜鉛めっき工程について更に説明する。めっき組成がＺｎ−０．１３質量％Ａｌで、温度が４６０℃のめっき浴に鋼板を浸漬することで鋼板にめっき層を付与することが好ましい。また、合金化処理は、溶融めっき工程後５００〜６００℃に加熱することでめっき層を合金化することが好ましい。
表１に示す成分組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材を、表２に示す熱間圧延工程条件（粗圧延の条件は省略）で熱延鋼板とし、圧延率が４０％以上６５％以下の冷間圧延を施して板厚１．０〜２．０ｍｍとし、表２に示す焼鈍工程条件にて連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインにて処理し、次いで表２に示す焼き戻し工程条件で焼き戻しを行い、冷延鋼板を得た。なお、表２の熱間圧延工程の平均冷却速度は仕上げ圧延の終了温度から５８０℃までの平均冷却速度である。また、焼鈍工程におけるＭｓ変態点〜（Ｍｓ変態点−２００）℃の温度域においても、均熱後の平均冷却速度＊４に示された平均冷却速度を維持し、その後、表２の冷却停止温度まで冷却した。Ａｃ１点およびＡｃ３点は熱膨張測定装置を用いて平均加熱速度３℃／ｓで得られた変態膨張曲線から得た。Ｍｓ変態点は熱膨張測定装置を用いてＡｃ３点以上に加熱後、Ａｃ３点から３００℃までの平均冷却速度が６０℃／ｓで得られた変態膨張曲線から得た。
ＧＩ材又はＧＡ材とする場合は、焼戻し後の冷延鋼板に、更に溶融めっき工程（ＧＡ材の場合は更に合金化工程）を経て溶融めっき鋼板とした。表面にめっき層を具えない“裸材”は連続焼鈍ラインで製造し、溶融亜鉛めっき層を具えた“ＧＩ材”もしくは合金化溶融亜鉛めっき層を具えた“ＧＡ材”は連続溶融めっきラインにて製造し、製造条件は表２に示すとおりである。連続溶融めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ−０．１３ｍａｓｓ％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、めっき付着量はＧＩ材、ＧＡ材ともに片面当たり４５〜６５ｇ／ｍ２とした。
上記により得られた冷延鋼板もしくは溶融めっき鋼板から試験片を採取し、以下の手法で評価した。
（ｉ）組織観察
各相の面積率は以下の手法により評価した。冷延鋼板もしくは溶融めっき鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、１％ナイタールで腐食現出し、走査型光学顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚中心部の組織を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、焼き戻しマルテンサイトは粒内に腐食痕やセメンタイトが認められる組織であり、焼き戻されていないマルテンサイト相は粒内にセメンタイトが認められず、フェライト相よりも明るいコントラストで観察される組織である。これらの相について画像解析により観察視野に対する面積率の平均を求めた。ベイナイト相、パーライト等が含まれる場合は、フェライト相、焼き戻しマルテンサイト相、及び焼き戻されていないマルテンサイト相以外の相から分離し、観察視野に対する面積率を求めればよい。
各相の面積率は以下の手法により評価した。冷延鋼板もしくは溶融めっき鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、１％ナイタールで腐食現出し、走査型光学顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚中心部の組織を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、焼き戻しマルテンサイトは粒内に腐食痕やセメンタイトが認められる組織であり、焼き戻されていないマルテンサイト相は粒内にセメンタイトが認められず、フェライト相よりも明るいコントラストで観察される組織である。これらの相について画像解析により観察視野に対する面積率の平均を求めた。ベイナイト相、パーライト等が含まれる場合は、フェライト相、焼き戻しマルテンサイト相、及び焼き戻されていないマルテンサイト相以外の相から分離し、観察視野に対する面積率を求めればよい。
（ｉｉ）Ｘ線測定
冷延鋼板もしくは溶融めっき鋼板の地鉄鋼板を板厚方向に対して１／４位置まで研削加工し、２００μｍ以上化学研磨を施した板面のＸ線回折強度により残留オーステナイト相の体積率を定量した。入射線源はＭｏＫα線を用い、（２００）α、（２１１）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γのピークから測定した。得られた残留オーステナイト相の体積率の値は鋼板組織の面積率の値とした。
冷延鋼板もしくは溶融めっき鋼板の地鉄鋼板を板厚方向に対して１／４位置まで研削加工し、２００μｍ以上化学研磨を施した板面のＸ線回折強度により残留オーステナイト相の体積率を定量した。入射線源はＭｏＫα線を用い、（２００）α、（２１１）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γのピークから測定した。得られた残留オーステナイト相の体積率の値は鋼板組織の面積率の値とした。
（iii）引張試験
冷延鋼板もしくは溶融めっき鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
冷延鋼板もしくは溶融めっき鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
引張強さ（ＴＳ）は９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下、降伏強度（ＹＳ）は７５０ＭＰａ以上、全伸び（Ｅｌ）は１４％以上をそれぞれ合格とした。
（ｉｖ）ビッカース硬さ試験
焼き戻しマルテンサイト相を対象に、ビッカース硬さ試験機を用いて試験力３ｇｆの測定を１０回繰り返した。ビッカース硬さの導出の際はくぼみの２本の対角線長さ（ｄ１、ｄ２（μｍ））を走査型電子顕微鏡により計測し、（３）式に代入することにより求めた。このとき、圧痕がフェライトを跨ぐものは除外した。測定した硬さの平均値が２８０以上３４０以下であれば合格とした。
焼き戻しマルテンサイト相を対象に、ビッカース硬さ試験機を用いて試験力３ｇｆの測定を１０回繰り返した。ビッカース硬さの導出の際はくぼみの２本の対角線長さ（ｄ１、ｄ２（μｍ））を走査型電子顕微鏡により計測し、（３）式に代入することにより求めた。このとき、圧痕がフェライトを跨ぐものは除外した。測定した硬さの平均値が２８０以上３４０以下であれば合格とした。
（ｖ）穴広げ試験
ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠し、１００Ｗ×１００Ｌ ｍｍのサンプル中央にクリアランス１２％とした直径１０ｍｍの打抜加工を行い、頂角６０°の円錐台のポンチで試験を計５回行った。式（４）で表される穴広げ率（λ）％の５回の測定に対する平均値を求めた。穴広げ率７５％以上を合格とした。
（穴広げ率）＝（試験後孔径−初期孔径（＝１０ｍｍ））/（初期孔径）×１００・・・（４）
以上により得られた結果を表３に示す。
ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠し、１００Ｗ×１００Ｌ ｍｍのサンプル中央にクリアランス１２％とした直径１０ｍｍの打抜加工を行い、頂角６０°の円錐台のポンチで試験を計５回行った。式（４）で表される穴広げ率（λ）％の５回の測定に対する平均値を求めた。穴広げ率７５％以上を合格とした。
（穴広げ率）＝（試験後孔径−初期孔径（＝１０ｍｍ））/（初期孔径）×１００・・・（４）
以上により得られた結果を表３に示す。
表１において「Ｏｔｈｅｒｓ」欄には好ましい含有元素の含有量を記載してある。表１において、示された元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下の高強度であり且つ伸びフランジ性に優れていた。本発明例は更に、降伏強度、全伸びに優れた鋼板であった。本発明例は高強度でありながら成形性にも優れた鋼板であった。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、特に所望のフェライト相面積率もしくは焼き戻しマルテンサイト相面積が得られていなかった比較例は強度が９５０ＭＰａに達していないか、伸びフランジ性が劣っていた。また、焼き戻しマルテンサイトの硬さが本発明範囲から外れる比較例は全伸びや伸びフランジ性に劣っていた。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０９％以上０．１７％以下、Ｓｉ：０．６％以上１．７％以下、
Ｍｎ：２．５％以上３．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎ：０．００６％以下、 Ｔｉ：０．００５％以上０．０５％以下、
Ｂ：０．０００２％以上０．００３０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
面積率で、フェライト相１５％以下（０％を含む）、焼き戻しマルテンサイト相７５％以上（１００％を含む）、焼き戻されていないマルテンサイト相１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイト相５％未満（０％を含む）を含み、かつ、前記フェライト相、焼き戻しマルテンサイト相、焼き戻されていないマルテンサイト相および残留オーステナイト相以外の組織の面積率が合計で３％以下（０％を含む）である鋼板組織を有し、
前記焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さが２８０以上３４０以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下である高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．２％以下から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａから選ばれる１種以上を合計で０．１％以下含有する請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板が溶融めっき鋼板または合金化溶融めっき鋼板である、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 請求項１から３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３５０℃以下とし、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、前記仕上げ圧延の終了温度８００℃以上で仕上げ圧延終了後、巻取り温度５８０℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、
次いで、冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
次いで、（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域を平均加熱速度２．０℃／ｓ以下で加熱し、かつ（Ａｃ１変態点＋１０）℃〜（Ａｃ３変態点−２０）℃の温度域で６０秒以上保持し、（Ａｃ３変態点−２０）℃以上の温度域で１２０秒以上保持し、（Ａｃ３変態点−２０）℃〜Ｍｓ変態点の温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、更に（Ｍｓ変態点−２００）℃を下回る温度まで冷却する焼鈍工程と、
次いで、４００〜６００℃の温度域で５００℃相当の加熱を６０秒以上となる条件で再加熱する焼き戻し工程と、を有する、
面積率で、フェライト相１５％以下（０％を含む）、焼き戻しマルテンサイト相７５％以上（１００％を含む）、焼き戻されていないマルテンサイト相１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイト相５％未満（０％を含む）を含み、かつ、前記フェライト相、焼き戻しマルテンサイト相、焼き戻されていないマルテンサイト相および残留オーステナイト相以外の組織の面積率が合計で３％以下（０％を含む）である鋼板組織を有し、
前記焼き戻しマルテンサイト相のビッカース硬さが２８０以上３４０以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上１１２０ＭＰａ以下である高強度鋼板の製造方法。 - 更に、溶融めっき処理を施す溶融めっき工程を有する請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 更に、合金化処理を施す合金化工程を有する請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
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