JP6338025B2 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。そのため、車体材料の高強度化により車体部品の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。
一般に、鋼板の高強度化を図るためには、鋼板の鋼組織全体におけるマルテンサイトやべイナイトなどの硬質相が占める割合を増加させる必要がある。しかしながら、硬質相の割合を増加させることによる鋼板の高強度化は、加工性の低下を招く。このことから、高強度と優れた加工性を併せ持つ鋼板の開発が望まれている。これまでに、フェライト−マルテンサイト二相鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。
複合組織鋼板において硬質相の割合を増加させた場合、鋼板の加工性は硬質相の加工性の影響を強く受けるようになる。これは、硬質相の割合が少なく軟質なポリゴナルフェライトが多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能が鋼板の加工性に対して支配的であり、硬質相の加工性が十分でない場合においても延性等の加工性は確保されたのに対し、硬質相の割合が多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能ではなく硬質相の変形能自体が鋼板の成形性に直接影響するようになるからである。
このため、冷延鋼板の場合には、焼鈍およびその後の冷却過程で生成するポリゴナルフェライトの量を調整する熱処理を行った後、鋼板を水焼入れしてマルテンサイトを生成させ、再び鋼板を昇温して高温保持することにより、マルテンサイトを焼戻しして、硬質相であるマルテンサイト中に炭化物を生成させて、マルテンサイトの加工性を向上させてきた。しかしながら、通常、このような水焼入れを施す連続焼鈍水焼入れ設備の場合には、焼入れ後の温度は必然的に水温近傍となるため、未変態オーステナイトのほとんどがマルテンサイト変態することから、残留オーステナイトやその他の低温変態組織の活用は困難である。そのため、硬質相の加工性の向上はあくまでマルテンサイトの焼戻しによる効果に限られ、結果的に鋼板の加工性の向上も限られたものになっている。
残留オーステナイトを含む複合組織鋼板に関して、例えば、特許文献１には、合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有する微細で均一なベイナイトとすることにより、曲げ加工性および衝撃特性に優れる高張力鋼板が提案されている。
また、特許文献２には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトとし、かつベイナイト中の残留オーステナイト量を規定することにより、焼付硬化性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
更に、特許文献３には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトを面積率で９０％以上、ベイナイト中の残留オーステナイト量を１％以上１５％以下とし、かつベイナイトの硬度（ＨＶ）を規定することにより、耐衝撃性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
特開平０４−２３５２５３号公報 特開２００４−７６１１４号公報 特開平１１−２５６２７３号公報
しかしながら、上述した鋼板には以下に述べる課題がある。特許文献１に記載される成分組成では、鋼板に歪みを付与した際に、高歪域でのＴＲＩＰ効果を発現する安定した残留オーステナイトの量を確保することが困難である。その結果、曲げ性は得られるものの、塑性不安定が生じるまでの延性が低く、張り出し性に劣る。
特許文献２に記載の鋼板は、焼付硬化性に優れるものの、ベイナイトあるいはさらにフェライトを主体として含みマルテンサイトを極力抑制した組織であるため、１１８０ＭＰａ超の引張強さ（ＴＳ）とすることはもとより、高強度化時における加工性を確保することも困難である。
特許文献３に記載の鋼板は、耐衝撃性を向上させることを主目的としており、硬さがＨＶ２５０以下のベイナイトを主相とし、具体的にはこれを８５％以上で含む組織である。このため、特許文献３に記載の鋼板の引張強さ（ＴＳ）を１１８０ＭＰａ超とすることは極めて困難である。
一方、プレス加工により成形される自動車部品のうち、例えば、自動車衝突時に変形を抑制するドアインパクトビームやバンパーレインフォース等、特に強度が要求される部品の素材として用いられる鋼板には１１８０ＭＰａ以上、そして今後更に１３２０ＭＰａ以上の引張り強さ（ＴＳ）が要求されると考えられる。
本発明は、これまで高強度ゆえに加工性の確保が困難であった点を有利に解決したもので、引張強さ（ＴＳ）が１３２０ＭＰａ以上でしかも加工性、特に曲げ加工性に優れる高強度鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋼板の成分組成および鋼組織について鋭意検討を重ねた。その結果、マルテンサイト及び下部ベイナイト組織を活用して高強度化を図るとともに、鋼板中のＣ含有量を多くし、オーステナイト単相領域で焼鈍した鋼板を急冷してオーステナイトを一部マルテンサイト変態させた後、マルテンサイトの焼戻しと下部ベイナイト変態及び残留オーステナイトの安定化を図ることによって、加工性、とりわけ強度と延性及び曲げ性のバランスに著しく優れ、しかも引張強さが１３２０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られることを見出した。本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％ 、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜２．４％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５％およびＮ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが４０％以上８５％未満、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトが５％以上４０％未満、残留オーステナイト量が１０％以上３０％以下、ポリゴナルフェライトが１０％以下（０％を含む）を満足し、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．６０質量％以上である鋼組織と、を有し、表面のＭｎ偏析値（Ｍｎ濃度の最大値と最小値の差）が０．８％以下であり、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、限界曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比であるＲ／ｔが２．０以下であり、引張強さ×全伸びが１５０００ＭＰａ・％以上であり、引張強さ×穴拡げ率が５００００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜１．０％、Ｎｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｏ：０．００５％〜１．０％およびＣｕ：０．０１〜２．０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮｂ：０．００５％〜０．１％のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％及びＲＥＭ：０．００１〜０．００５％のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［６］［１］〜［５］のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、粗圧延１パス目の圧下率が１０％以上の熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、該冷延鋼板を、オーステナイト単相域で２００秒以上１０００秒以下焼鈍した後、焼鈍温度からＡｃ３−１００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上で冷却し、かつ、Ａｃ３−１００℃からマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）−１００℃以上Ｍｓ未満の第１温度域まで平均冷却速度：２０℃／ｓ以上で冷却し、該冷却後、３００℃以上ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）−１５０℃以下かつ４５０℃以下の第２温度域に昇温し、該昇温後、該第２温度域に１５秒以上１０００秒以下滞留することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、加工性、とりわけ強度と延性及び曲げ性のバランスに著しく優れ、しかも引張強さが１３２０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られる。
上部ベイナイト、下部ベイナイトを説明するための図である。 熱処理を説明するための図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜高強度鋼板＞
本発明の高強度鋼板は、下記の成分組成と鋼組織と表面状態と特性とを有する。以下、成分組成、鋼組織、特性の順で説明する。
（成分組成）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％ 、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜２．４％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５％およびＮ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる。
（鋼組織）鋼組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが４０％以上８５％未満、焼戻しマルテンサイト含むマルテンサイトが５％以上４０％未満、残留オーステナイト量が１０％以上３０％以下、ポリゴナルフェライトが１０％以下（０％を含む）を満足し、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．６０質量％以上である。
（表面状態）表面のＭｎ偏析値（Ｍｎ濃度の最大値と最小値の差）が０．８％以下である。
（特性）引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、限界曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比であるＲ／ｔ（以下、限界曲げ指数という）が２．０以下であり、引張強さ×全伸びが１５０００ＭＰａ・％以上であり、引張強さ×穴拡げ率が５００００ＭＰａ・％以上である。
本発明の高強度鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜２．４％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５％およびＮ：０．０１０％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜１．０％、Ｎｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｏ：０．００５％〜１．０％およびＣｕ：０．０１〜２．０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１％およびＮｂ：０．００５％〜０．１％のうちから選んだ１種または２種を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％及びＲＥＭ：０．００１〜０．００５％のうちから選んだ１種または２種を含有してもよい。
以下、各成分について説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１５％以上０．４０％以下
Ｃは、鋼板の高強度化および安定した残留オーステナイト量を確保するのに必要不可欠な元素である。また、Ｃは、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満では、鋼板の強度と加工性を確保することが難しい。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、溶接部および溶接熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．１５％以上０．４０％以下の範囲とする。好ましくは、０．２５％以上０．４０％以下の範囲であり、さらに好ましくは０．３０％以上０．４０％以下である。
Ｓｉ：０．５％以上２．５％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度向上と炭化物の抑制に寄与する有用な元素である。この効果を得るためにＳｉ含有量を０．５％以上とする。しかしながら、Ｓｉ含有量が２．５％を超えると赤スケール等の発生による表面性状の劣化や化成処理性の劣化を引き起こす場合があるため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。
Ｍｎ：０．５％以上２．４％以下
Ｍｎは、鋼の強化やオーステナイトの安定化に有効な本発明に重要な元素である。この効果を得る観点からＭｎ含有量は０．５％以上とする。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．４％を超えると、ベイナイト変態の抑制や、偏析により曲げ割れの起点となり加工性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は２．４％以下とする必要がある。好ましくは１．０％以上２．０％以下である。また、Ｍｎ偏析はＳｉ／Ｍｎ比を０．５以上とすることで低減することができる。好ましくは０．６以上である。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の強化に有用な元素であるが、Ｐ含有量が０．１％を超えると、粒界偏析により脆化して、耐衝撃性が劣化し、鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐ含有量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。なお、Ｐ含有量は、低減することが好ましいが、０．００５％未満とするには大幅なコスト増加を引き起こすため、その下限は０．００５％程度とすることが好ましい。
Ｓ：０．０1％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、Ｓ含有量を極力低減することが好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過度に低減することは、製造コストの増加を招くため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００１％以下である。なお、Ｓ含有量を０．０００５％未満とするには大きな製造コストの増加を伴うため、製造コストの点からはその下限は０．０００５％程度である。
Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下
Ａｌは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素である。この効果を得るためには０．０１％以上の含有が必要である。一方、Ａｌ含有量が０．５％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。従って、Ａｌ含有量は０．０１％以上０．５％以下とする。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると耐時効性の劣化が顕著となるため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎ含有量を０．００１％未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの点からは、その下限は０．００１％程度である。
また、本発明では上記した成分の他、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上２．０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。その効果は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｏのそれぞれが０．００５％以上およびＣｕが０．０１％以上で得られる。一方、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｏのいずれかが１．０％、Ｃｕが２．０％を超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得ることができなくなる。従って、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕを含有させる場合には、Ｃｒ：０．００５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、およびＣｕ：０．０１％以上２．０％以下の範囲とする。
Ｔｉ：０．００５％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１％以下のうちから選ばれる１種または２種
ＴｉおよびＮｂは鋼の析出強化に有用で、その効果は、それぞれの含有量が０．００５％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、ＴｉおよびＮｂを含有させる場合は、Ｔｉ：０．００５％以上０．１％以下およびＮｂ：０．００５％以上０．１％以下の範囲とする。
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
Ｂはオーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果はＢ含有量を０．０００３％以上で得られる。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを含有させる場合は、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲とする。
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる１種または２種
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。このような効果を得るには、Ｃａ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種の元素の含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００１〜０．００５％とする。
本発明の鋼板において、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。特に、上記の任意成分の含有量が下限値未満であっても、本発明の効果を損なわない。このため、上記任意元素の含有量が下限値未満の場合、これらの元素は不可避的不純物であるものとして扱う。
続いて、鋼組織について説明する。本発明の高強度鋼板の鋼組織は、鋼組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが４０％以上８５％未満、焼戻しマルテンサイト含むマルテンサイトが５％以上４０％未満、残留オーステナイト量が１０％以上３０％以下、ポリゴナルフェライトが１０％以下（０％を含む）を満足し、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．６０質量％以上である。
下部ベイナイトの面積率：４０％以上８５％未満
ベイナイト変態によるベイニティックフェライトの生成は、未変態オーステナイト中のＣを濃化させ、加工時に高歪域でＴＲＩＰ効果を発現して歪分解能を高める残留オーステナイトを得るために必要である。オーステナイトからベイナイトへの変態は、およそ１５０〜５５０℃の広い温度範囲にわたって起こり、この温度範囲内で生成するベイナイトには種々のものが存在する。従来技術では、このような種々のベイナイトを単にベイナイトと規定する場合が多かったが、本発明で目標とする強度と加工性を得るためには、ベイナイト組織を明確に規定する必要がある。このことから、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを次のように定義する。以下、図１を参照しながら説明する。
図１（Ａ）を参照して、上部ベイナイトとは、ラス状のベイニティックフェライトであり、ラス状のベイニティックフェライト中には同一方向に成長した炭化物が存在せず、ラス間に炭化物は存在するものをいう。また、図１（Ｂ）を参照して、下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトであり、ラス状のベイニティックフェライト中には同一方向に成長した炭化物が存在するものをいう。
このようなベイニティックフェライト中における炭化物の生成状態の差は、鋼板強度に大きな影響を与える。上部ベイナイトは下部ベイナイトに比べ軟質であり、本発明で目標とする引張強度を得るためには下部ベイナイトの面積率を４０％以上とすることが必要である。一方、下部ベイナイトの面積率が８５％以上であると加工性に十分な残留オーステナイトを得ることができなくなるため、８５％未満とする。下限についてより好ましくは５０％以上である。上限についてより好ましくは８０％未満である。
焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率：５％以上４０％未満
マルテンサイトは硬質相であり、鋼板の強度を上昇させる。また、ベイナイト変態以前にマルテンサイトを生成することによりベイナイト変態を促進する。マルテンサイトの面積率（焼き入れままマルテンサイトを含む場合には、焼戻しマルテンサイトと焼入れままマルテンサイトの合計）が５％未満では、ベイナイト変態を十分に促進させることができず、後述のベイナイト面積率を達成できない。一方、マルテンサイトの面積率が４０％以上になると、ベイナイト組織が減少し安定した残留オーステナイト量が確保できないいため、延性等の加工性が低下することが問題となる。従って、マルテンサイトの面積率は、５％以上４０％未満とする。下限に付いて好ましくは１０％以上である。上限について好ましくは３０％以下である。なお、マルテンサイトは前述の上部ベイナイトと明確に区別される必要がある。マルテンサイトは組織観察によって判別することができ、焼戻しされていない焼入ままのマルテンサイトは組織中に炭化物を含まず、焼戻しマルテンサイトは組織中に複数の成長方向を持つ炭化物が存在する。
また、本発明において、マルテンサイトは、伸びフランジ性改善の観点から、焼戻しマルテンサイトを含む必要がある。
マルテンサイトのうち、焼戻しマルテンサイトの割合：８０％以上
焼戻しマルテンサイトの割合が、全マルテンサイトの面積率の８０％未満の場合、引張強さは１３２０ＭＰａ以上となるものの、十分な延性が得られない場合がある。これは、Ｃ含有量が高い焼入れままのマルテンサイトが極めて硬質で変形能が低く靭性に劣り、その量が多くなると、歪付与時に脆性的に破壊して結果的に優れた延性及び伸びフランジ性を得られなくなるためである。このような焼入れままのマルテンサイトは焼戻すことにより、強度は若干低下するもののマルテンサイト自体の変形能は大幅に改善されるため、歪付与時における脆性的な破壊は生じず、本発明の組織構成の実現によって、ＴＳ×Ｔ．ＥＬを１５０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λを５００００ＭＰａ・％以上とすることができる。従って、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの割合は鋼板中に存在する全マルテンサイト面積率の８０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、全マルテンサイト面積率の９０％以上である。なお、焼戻しマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）での観察などによりマルテンサイト中に微細な炭化物が析出した組織として観察され、マルテンサイト内部にこのような炭化物が認められない焼入れままのマルテンサイトとは明瞭に区別することができる。
残留オーステナイトの面積率：１０％以上３０％以下
残留オーステナイトは、加工時にＴＲＩＰ効果によりマルテンサイト変態し、Ｃ含有量が高い硬質なマルテンサイトにより高強度化を進めると同時に歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
本発明の鋼板では、一部マルテンサイト変態させた後に、例えば炭化物の生成を抑制した下部ベイナイト変態などを活用して、特に、炭素濃化量を高めた残留オーステナイトを形成する。その結果、加工時に高歪域でもＴＲＩＰ効果を発現できる残留オーステナイトを得ることができる。
このような残留オーステナイトと下部ベイナイト及びマルテンサイトを併存させて活用することにより、引張強さ（ＴＳ）が１３２０ＭＰａ以上の高強度領域でも良好な加工性が得られ、具体的には、ＴＳ×Ｔ．ＥＬの値を１５０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λの値を５００００ＭＰａ・％以上とすることができ、強度と加工性のバランスに極めて優れた鋼板を得ることができる。
ここで、残留オーステナイトは、マルテンサイトや下部ベイナイトに囲まれた状態で分布するため、組織観察によりその量（面積率）を正確に定量することは難しいが、従来から行われている残留オーステナイト量を測定する手法であるＸ線回折（ＥＲＤ）による強度測定、具体的にはフェライトとオーステナイトのＸ線回折強度比から求められる残留オーステナイト量が１０％以上であれば、十分なＴＲＩＰ効果を得ることができ、引張強さ（ＴＳ）が１３２０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｔ．ＥＬが１５０００ＭＰａ・％以上を達成できることが確認されている。なお、従来から行われている残留オーステナイト量の測定手法で得られた残留オーステナイト量は、残留オーステナイトの鋼板組織全体に対する面積率と同等であることを確認している。
残留オーステナイト量が１０％未満の場合、十分なＴＲＩＰ効果が得られない。一方、３０％を超えると、ＴＲＩＰ効果発現後に生じる硬質なマルテンサイトが過大となり、靭性や伸びフランジ性の劣化などが問題となる。従って、残留オーステナイトの量は、１０％以上３０％以下の範囲とする。下限について好ましくは１４％以上である。上限について好ましくは２５％以下の範囲である。下限についてさらに好ましくは１８％以上である。上限についてさらに好ましくは２２％以下の範囲である。
ポリゴナルフェライトの面積率：１０％以下（０％を含む）
ポリゴナルフェライトの面積率が１０％を超えると、引張強さ（ＴＳ）１３２０ＭＰａ以上を満足することが困難になると同時に、加工時に硬質組織内に混在した軟質なポリゴナルフェライトに歪が集中することにより加工時に容易に亀裂が発生し、結果として所望の加工性を得られない。ここで、ポリゴナルフェライトの面積率が１０％以下であれば、ポリゴナルフェライトが存在しても硬質相中に少量のポリゴナルフェライトが孤立分散した状態となり、歪の集中を抑制することができ、加工性の劣化を避けることができる。従って、ポリゴナルフェライトの面積率は１０％以下とする。好ましくは５％以下、さらに好ましくは３％以下であり、０％であってもよい。
残留オーステナイト中の平均Ｃ量：０．６０質量％以上
ＴＲＩＰ効果を活用して優れた加工性を得るためには、引張強さ（ＴＳ）が１３２０ＭＰａ級以上の高強度鋼板において、残留オーステナイト中のＣ量が重要である。発明者らが検討した結果、本発明の鋼板においては、従来行われている残留オーステナイト中の平均Ｃ量（残留オーステナイト中のＣ量の平均）を測定する方法であるＸ線回折（ＸＲＤ）での回折ピークのシフト量から求める残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．６０質量％以上であれば、より一層優れた加工性が得られることが分かった。残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．６０質量％未満の場合、加工時において低歪域でマルテンサイト変態が生じてしまい、加工性を向上させる高歪域でのＴＲＩＰ効果が十分に得られない場合がある。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は０．６０質量％以上とし、０．７０質量％以上とすることがより好ましい。一方、残留オーステナイト中の平均Ｃ量が２．００質量％を超えると、残留オーステナイトが過剰に安定となり、加工中にマルテンサイト変態が生じず、ＴＲＩＰ効果が発現しないことにより、延性の低下が懸念される。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は２．００質量％以下とすることが好ましい。なお、Ｃ量は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
表面のＭｎ偏析値（Ｍｎ濃度最大値と最小値の差）：０．８％以下
Ｍｎは鋼板の鋳造時に偏析し、熱間圧延や冷間圧延によって圧延方向に伸ばされ、筋状にＭｎ濃度の濃い部分と薄い部分が出来ることがある。このようなＭｎ偏析により、前述のような組織構成にも影響を与える。鋼板の加工時には鋼板表面のＭｎ偏析値（鋼板中のＭｎ濃度最大値と最小値の差）が大きいほど割れの起点となりやすく加工性、とりわけ曲げ加工性に悪影響を与える。Ｍｎ偏析値の調整には製造条件の調整が必要である。特に粗圧延の１パス目の圧下率（圧下量）が重要である。本発明においては、粗圧延の１パス目の圧下量を１０％以上とすることで、Ｍｎ偏析を低減することができる傾向にある。また焼鈍時にオーステナイト単相域で２００秒以上１０００秒以下焼鈍した後、焼鈍温度からＡｃ３−１００℃まで平均冷却速度：５℃／ｓ以上で冷却し、かつ、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）−１００℃以上Ｍｓ未満の第１温度域まで平均冷却速度：２０℃／ｓ以上で冷却することでもＭｎ偏析を低減することができる。Ｍｎ偏析値は０．８％以下とすることで加工性の低下を抑制することができるため、鋼板表面のＭｎ偏析値は０．８％以下とする。好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．５％以下である。なお、Ｍｎ偏析値は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
上記の特徴を有する本発明の高強度鋼板は、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、限界曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比であるＲ／ｔ（以下、限界曲げ指数という）が２．０以下であり、引張強さ×全伸びが１５０００ＭＰａ・％以上であり、引張強さ×穴拡げ率が５００００ＭＰａ・％以上である。
＜高強度鋼板の製造方法＞
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。本発明の製造方法は、先ず、上記成分組成に調整した鋼片を製造後、熱間圧延し、ついで冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
２５００〜３５００ｍｍの鋼片を、スラブ表面温度で１２３０℃以上の温度域で３０分以上加熱した後、粗圧延の１パス目の圧下量を１０％以上とし、８７０℃以上９５０℃以下の温度域で熱間圧延を終了し、得られた熱延鋼板を３５０℃以上７２０℃以下の温度域で巻き取る。粗パスの１パス目の圧下量が１０％未満の場合には、０．６％を超えるＭｎ偏析値が残存しやすくなり、加工性が低下する。そのため、粗パスの１パス目の圧下量を１０％以上とする。好ましくは１５％以上である。
スラブ表面温度を１２３０℃以上とすることで、硫化物の固溶促進とＭｎ偏析の軽減が図られ、介在物の大きさや個数の低減が図られる。このため、スラブ表面温度は１２３０℃以上とする。また、スラブ加熱時の加熱速度は５〜１５℃／分とし、スラブ均熱時間は３０分以上が好ましい。
ついで、熱延鋼板を酸洗後、圧下率は特に限定されないが好ましくは４０％以上９０％以下の範囲の圧下率で冷間圧延を行い板厚０．５ｍｍ以上５．０ｍｍ以下の冷延鋼板とする。
得られた冷延鋼板に、図２に示す熱処理を施す。以下、図２を参照しながら説明する。
オーステナイト単相域で２００秒以上１０００秒以下の焼鈍を施す。本発明の鋼板は、マルテンサイトなど、未変態オーステナイトから変態させて得る低温変態相を主相とするものであり、ポリゴナルフェライトは極力少ない方が好ましく、このためオーステナイト単相域での焼鈍が必要である。焼鈍温度に関しては、オーステナイト単相域であれば特に制限はない。一方、焼鈍温度が１０００℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる構成相（各相）の粗大化を引き起こし、靭性などを劣化させる。従って、焼鈍温度は、Ａｃ３点（オーステナイト変態点）℃以上とする必要があり、好ましくは８５０℃以上であり、上限は１０００℃以下とすることが好ましい。
ここで、Ａｃ３点は、次式
Ａｃ３点（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ％］１／２＋４４．７×［Ｓｉ％］−３０×［Ｍｎ％］＋７００×［Ｐ％］＋４００×［Ａｌ％］−１５．２×［Ｎｉ％］−１１×［Ｃｒ％］−２０×［Ｃｕ％］＋３１．５×［Ｍｏ％］＋１０４×［Ｖ％］＋４００×［Ｔｉ％］
によって算出することができる。なお、［Ｘ％］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含まない元素は０とする。
また、焼鈍時間が２００秒未満の場合には、オーステナイトへの逆変態が十分に進まない場合や、鋳造時に起因するＭｎ偏析の緩和が十分に進まない場合がある。一方、焼鈍時間が１０００秒を超えると、多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招く。従って、焼鈍時間は２００秒以上１０００秒以下の範囲とする。下限について好ましくは２５０秒以上である。上限について好ましくは５００秒以下の範囲である。
焼鈍後の冷延鋼板は、焼鈍温度からＡｃ３−１００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上で冷却され、かつ、Ａｃ３−１００℃からＭｓ−１００℃以上Ｍｓ点未満の第１温度域まで、平均冷却速度を２０℃／ｓ以上に制御して冷却される。焼鈍温度からＡｃ３−１００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、ポリゴナルフェライトが過剰に生成し、１３２０ＭＰa以上の強度が得られない場合があるだけでなく、Ｍｎ分配が進行し曲げ加工性を劣化する場合がある。したがって、焼鈍温度からＡｃ３−１００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上とする。好ましくは、８℃／ｓ以上である。
焼鈍後Ｍｓ−１００℃以上Ｍｓ点未満まで冷却することによりオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるものである。第１温度域の下限がＭｓ−１００℃未満では、この時点で未変態オーステナイトがマルテンサイト化する量が過大となり、優れた強度と加工性の両立ができない。一方、第１温度域の上限がＭｓ以上になると、適正なマルテンサイト量が確保できなくなる。従って、第１温度域の範囲は、Ｍｓ−１００℃以上Ｍｓ点未満とする。好ましくはＭｓ−８０℃以上Ｍｓ点未満、更に好ましくはＭｓ−５０℃以上Ｍｓ点未満である。また、平均冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、ポリゴナルフェライトの過剰な生成、成長や、パーライト等の析出が生じ、所望の鋼板組織を得られない。従って、Ａｃ３−１００℃から第１温度域までの平均冷却速度は、２０℃／ｓ以上とする。好ましくは３０℃／ｓ以上、さらに好ましくは４０℃／ｓ以上である。平均冷却速度の上限は、冷却停止温度にバラツキが生じない限り特に限定されない。なお、上述したＭｓ点は、次式に示すような近似式によって求めることができる。Ｍｓは、経験的に求められる近似値である。
Ｍｓ（℃）＝５６５−３１×［Ｍｎ％］−１３×［Ｓｉ％］−１０×［Ｃｒ％］−１８×［Ｎｉ％］−１２×［Ｍｏ％］−６００×（１−ｅｘｐ（−０．９６×［Ｃ％］））
ただし、［Ｘ％］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含まない元素は０とする。
第１温度域まで冷却された鋼板は、３００℃以上Ｂｓ−１５０℃以下かつ４５０℃以下の第２温度域まで昇温され、第２温度域で１５秒以上１０００秒以下の時間滞留される。Ｂｓとはベイナイト変態開始温度を示し、次式に示すような近似式によって求めることができる。Ｂｓは、経験的に求められる近似値である。
Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０×［Ｃ％］−９０×［Ｍｎ％］−３７×［Ｎｉ％］−７０×［Ｃｒ％］−８３×［Ｍｏ％］
ただし、［Ｘ％］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含まない元素は０とする。
第２温度域では、焼鈍温度から第１温度域までの冷却により生成したマルテンサイトを焼戻し、未変態オーステナイトを下部ベイナイトに変態させ、固溶Ｃをオーステナイト中に濃化させることなどによりオーステナイトの安定化を進める。第２温度域の上限がＢｓ−１５０℃または４５０℃を超えると、下部ベイナイトでなく上部ベイナイトが生成したり、ベイナイト変態そのものが抑制されたりする。一方、第２温度域の下限が３００℃未満の場合、固溶Ｃの拡散速度が著しく低下し、オーステナイト中へのＣ濃化量が少なくなることで必要な残留オーステナイト中の平均Ｃ量が得られない。従って、第２温度域の範囲は、３００℃以上Ｂｓ−１５０℃以下かつ４５０℃以下の範囲とする。好ましくは、３２０℃以上Ｂｓ−１５０℃以下かつ４２０℃以下の範囲である。
また、第２温度域での滞留時間が１５秒未満の場合、マルテンサイトの焼戻しや下部ベイナイト変態が不十分となり、所望の鋼板組織とすることができず、その結果、得られる鋼板の加工性を十分に確保することができない場合がある。そこで、この第２温度域における滞留時間は１５秒以上とする必要がある。一方、本発明において、第２温度域での滞留時間は第１温度域で生成したマルテンサイトによるベイナイト変態促進効果により、１０００秒あれば十分である。通常、本発明のように、ＣやＣｒ、Ｍｎなどの合金成分が多くなると、ベイナイト変態は遅延するが、本発明のようにマルテンサイトと未変態オーステナイトが共存すると、ベイナイト変態速度が著しく速くなる。一方、第２温度域での滞留時間が、１０００秒を超える場合、鋼板の最終組織として残留オーステナイトとなる未変態オーステナイトから炭化物が析出してＣ濃化した安定な残留オーステナイトが得られず、その結果、所望の強度と延性またはその両方が得られない場合がある。従って、滞留時間は１５秒以上１０００秒以下とする。好ましくは、１００秒以上７００秒以下である。
なお、本発明における一連の熱処理では、上述した所定の温度範囲内であれば、滞留温度は一定である必要はなく、所定の温度範囲内で変動しても本発明の趣旨を損なわない。冷却速度についても同様である。また、熱履歴さえ満足すれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されても構わない。さらに、熱処理後に、形状矯正のために鋼板の表面に調質圧延を施すことも本発明の範囲に含まれる。
以下に本発明の実施例を示す。
表１に示す成分組成の鋼を溶製して得た３０００ｍｍの鋼片を、スラブ表層加熱温度が１２５０℃の条件で加熱し、表２に示す条件で粗圧延した後、８７０℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を５５０℃で巻き取り、次いで熱延鋼板を酸洗後、６０％の圧延率（圧下率）で冷間圧延し、板厚：１．２ｍｍの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表２に示す条件で熱処理を施した。なお、表２中の冷却停止温度：Ｔ１とは、Ａｃ３−１００℃から鋼板を冷却する際に、鋼板の冷却を停止する温度とする。また、得られた鋼板に圧延率（伸び率）０．３％の調質圧延を施した。得られた鋼板の諸特性を以下の方法で評価した。
各鋼板から試料を切り出し研磨して、板幅方向に平行な法線を有する面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍で１０視野組織観察して、各相の面積率を測定し、各結晶粒の相構造を同定した。
残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の１／４まで研削・研磨し、Ｘ線回折強度測定により求めた。入射Ｘ線にはＣｏ−Ｋαを用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）各面の回折強度に対するオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）各面の強度比から残留オーステナイト量を計算した。
残留オーステナイト中の平均Ｃ量は、Ｘ線回折強度測定でのオーステナイトの（２００）、（２２０）、(３１１)各面の強度ピークから格子定数を求め、次の計算式から残留オーステナイト中の平均Ｃ（質量％）を求めた。
ａ０＝０．３５８０＋０．００３３×［Ｃ％］＋０．０００９５×［Ｍｎ％］＋０．００５６×［Ａｌ％］＋０．０２２×［Ｎ％］
ただし、ａ０：格子定数（ｎｍ）、［Ｘ％］：元素Ｘの質量％。なお、Ｃ以外の元素の質量％は、鋼板全体に対する質量％とした。
また、表面のＭｎ偏析値の測定は、ＥＰＭＡを用いて鋼板表面を圧延方向に垂直方向に１ｍｍの線分析を行った。分析で得られた値の最大値と最小値の差をＭｎ偏析値とした。
引張試験は、鋼板の板幅方向を長手方向としたＪＩＳ ５号試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。ＴＳ（引張強さ）、Ｔ．ＥＬ（全伸び）を測定し、引張強度と全伸びの積（ＴＳ×Ｔ．ＥＬ）を算出して、強度と加工性（延性）のバランスを評価した。なお、本発明では、ＴＳ×Ｔ．ＥＬ≧１５０００（ＭＰａ・％）の場合を良好とした。
さらに１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＦＳＴ １００１（鉄連規格）に準拠して穴拡げ試験を３回行って平均の穴拡げ率（％）を求め、伸びフランジ性を評価した。引張強度と穴拡げ率の積（ＴＳ×λ）を算出して、強度と加工性（伸びフランジ性）のバランスを評価した。なお、本発明では、ＴＳ×λ≧５００００（ＭＰａ・％）の場合を良好とした。
加工性
コイル幅方向を長手とするＪＩＳ３号試験片を１／２幅位置より採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４８に準拠した曲げ試験Ｖブロック法（押金具の先端角：９０°、先端半径Ｒ：０．５ｍｍから０．５ｍｍピッチで変更）により限界曲げ半径（Ｒ（ｍｍ））を求め、板厚（ｔ（ｍｍ））で除した値であるＲ／ｔを指標とした。Ｒ／ｔが２．０以下を良好と評価した。
以上の評価結果を表３に示す。
表３から明らかなように、本発明の鋼板はいずれも、引張強さが１３２０ＭＰａ以上で、かつＴＳ×Ｔ.ＥＬの値が１５０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λの値が５００００ＭＰａ・％以上で強度と優れた加工性を兼ね備えていることが確認された。
Figure 0006338025
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Claims (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１５〜０．４０％ 、
    Ｓｉ：０．５〜２．５％、
    Ｍｎ：０．５〜２．４％、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１〜０．５％および
    Ｎ：０．０１０％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と、
    鋼組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが４０％以上８５％未満、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトが５％以上４０％未満、残留オーステナイト量が１０％以上３０％以下、ポリゴナルフェライトが１０％以下（０％を含む）を満足し、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．６０質量％以上である鋼組織と、を有し、
    表面のＭｎ濃度の最大値と最小値の差であるＭｎ偏析値が０．８％以下であり、
    引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、
    限界曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比であるＲ／ｔが２．０以下であり、
    引張強さ×全伸びが１５０００ＭＰａ・％以上であり、
    引張強さ×穴拡げ率が５００００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００５〜１．０％、
    Ｖ：０．００５〜１．０％、
    Ｎｉ：０．００５〜１．０％、
    Ｍｏ：０．００５〜１．０％および
    Ｃｕ：０．０１〜２．０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５〜０．１％および
    Ｎｂ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項1又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
  5. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．００１〜０．００５％及びＲＥＭ：０．００１〜０．００５％のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
  6. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、粗圧延１パス目の圧下率が１０％以上の熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、該冷延鋼板を、オーステナイト単相域で２００秒以上１０００秒以下焼鈍した後、焼鈍温度からＡｃ３−１００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上で冷却し、かつ、Ａｃ３−１００℃からマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）−１００℃以上Ｍｓ未満の第１温度域まで平均冷却速度：２０℃／ｓ以上で冷却し、該冷却後、３００℃以上ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）−１５０℃以下かつ４５０℃以下の第２温度域に昇温し、該昇温後、該第２温度域に１５秒以上１０００秒以下滞留することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
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