JP6477988B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

自動車部品用素材として好適な、曲げ加工性を有する多量のＭｎを含有する高強度鋼板およびその製造方法を提供する。板厚中心部と、該板厚中心部の片面または両面に形成された表層軟化部とを含む曲げ性に優れた高強度鋼板であって、前記板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が４．０質量％超１０．０質量％未満であり、各表層軟化部が板厚の０．１％から３０％の厚さを有し、前記表層軟化部のＭｎ濃度が２．５質量％以下であり、前記表層軟化部の再結晶率が９０％以上であることであることを特徴とする、曲げ性に優れた高強度鋼板。

Description

本発明は、曲げ性に優れた含有Ｍｎ濃度の高い高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。
自動車の車体および部品等の、軽量化と安全性との両方を達成するために、これらの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、伸びが低下し、鋼板の成形性が損なわれる。したがって、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、相反する特性である強度と成形性との両方を高める必要がある。
伸びを向上させるために、これまでに、残留オーステナイト（残留γ）の変態誘起塑性を利用した、いわゆるＴＲＩＰ鋼が提案されている（例えば、特許文献１）。
また、残留オーステナイト量が上記ＴＲＩＰ鋼よりも多く、延性が上記ＴＲＩＰ鋼を超える鋼板として、４．０％超のＭｎを添加した鋼が提案されている（例えば、非特許文献１）。上記鋼は多量のＭｎを含有するので、その使用部材に対する軽量化効果も顕著である。
しかしながら、上記鋼は多量のＭｎを含有するために、凝固時のＭｎ偏析が顕在化する。Ｍｎ偏析が顕著な組織では、Ｍｎ濃化域に硬質な組織が編在したバンド状組織を形成する。
バンド状組織が形成すると、曲げ加工のような局所変形を伴う成形において、変形の局在化が起きやすく、これら変形集中部が割れの起点となるため、成形性が著しく劣化することが知られている。
そのため、曲げ加工性が優れた多量のＭｎを含有する鋼を実現するためには、Ｍｎ偏析を低減することが重要となる。
たとえば特許文献２では、実施例に示すように、マルテンサイト分率が２０％以上含まれる鋼板を用いて、冷延、酸洗後の鋼板を一旦７５０℃以上の温度域に加熱し、バンド状組織に濃化しているＭｎを分散させ、バンド状組織の厚みを薄く、細かく分散することによって、成形性に優れる鋼板が開示されている。
ところで、鋼板の曲げ加工においては、曲げ外周表層部の円周方向に大きな引張応力がかかり、一方で、曲げ内周表層部には大きな圧縮応力がかかるため、超高強度冷延鋼板の曲げ性には、表層部の状態が大きく影響する。
そこで、表層のＭｎ偏析を改善することで、曲げ加工時に鋼板表面に生じる引張応力、圧縮応力を緩和し、曲げ性を改善できるとの仮説を立てた。
ここで、表層を改質する手段として、クラッド鋼板の利用が考えられる。
特許文献３には、反りを低減しながら、母材鋼と、ステンレス鋼、ＮｉおよびＮｉ合金のうち一種からなるクラッド鋼板の製造方法が開示されている。
また、表層を改質する手段として、コールドスプレー法の利用も提案されている。特許文献４には、Ｍｎを含む基板部と、基板部の少なくとも一方側にコールドスプレー法により形成されたＭｎ濃度が低い堆積層（表層）とを有する冷延鋼板が開示されている。
発明者らは、上記仮説に基づき、表層の平均Ｍｎ濃度を中心層の平均Ｍｎ濃度より低減させたクラッド鋼板を作製し、クラッド鋼板を冷延、焼鈍した鋼板の曲げ性を調査した。
また、特許文献４のいくつかの実施例に記載されるように、堆積層（表層）を形成する前に平均Ｍｎ濃度が高い基板部を熱間圧延し、熱間圧延した基板部上にコールドスプレー法により平均Ｍｎ濃度が低い堆積層（表層）を形成し、冷延、焼鈍した鋼板の曲げ性を調査した。また、特許文献４の他の実施例に記載されるように、基板部として平均Ｍｎ濃度が高い冷延板を用い、冷延板上にコールドスプレー法により平均Ｍｎ濃度が低い堆積層（表層）を形成し、焼鈍した鋼板の曲げ性も調査した。
しかしながら、表層のＭｎ偏析を緩和したにも関わらず、曲げ性が改善されないことが明らかとなった。
特開平５−５９４２９号公報 特開２００２−８８４４７号公報 特開平１−１９２４０４号公報 特開２０１５−１９３８９２号公報
古川敬、松村理著、「単純な熱処理を施した低炭素鋼における残留オーステナイトの形成と機械的性質」（"熱処理"、日本熱処理協会、平成９年、第３７号巻、第４号）、ｐ．２０４
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、自動車部品用素材として好適な、曲げ加工性を有する多量のＭｎを含有する鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、超高強度鋼板の曲げ性に関連する問題を解決するため、鋭意検討を行った。まず、本発明者らは表層の平均Ｍｎ濃度を中心層の平均Ｍｎ濃度より低減させたクラッド鋼板を用いたにもかかわらず、曲げ性が改善しない要因について調査した。
その結果、多量のＭｎを含有する中心層の延性を高めるためには、冷延後の焼鈍温度を低温にする必要があるが、一方で、低温での焼鈍では、表層の再結晶が十分に行われず、硬質な未再結晶組織が割れの起点となることが、曲げ性劣化の要因であることを見出した。
本発明者らはまた、コールドスプレー法により形成した堆積層（表層）の平均Ｍｎ濃度を基板部の平均Ｍｎ濃度より低減させた冷延鋼板を用いたにもかかわらず、曲げ性が改善しない要因についても調査した。
その結果、堆積層（表層）を形成する前に平均Ｍｎ濃度が高い基板部を熱間圧延し、熱間圧延した基板部上にコールドスプレー法により平均Ｍｎ濃度が低い堆積層（表層）を形成し、冷延、焼鈍して鋼板を得る場合、堆積層（表層）の再結晶率が悪いために曲げ性が向上しないことが分かった。
また、基板部として平均Ｍｎ濃度が高い冷延板を用い、冷延板上にコールドスプレー法により平均Ｍｎ濃度が低い堆積層（表層）を形成し、焼鈍して鋼板を得る場合、堆積層（表層）中に気孔が生じるために、曲げ性が向上しないことが分かった。さらには、堆積層（表層）の結晶粒径が粗大化するため、十分な曲げ性が確保できないことも明らかになった。
そこで、本発明者らはさらに詳細な検討を行った。その結果、ある特徴を持つ鋼板を母材の両面に溶接し、特定の条件で熱間圧延および冷間圧延した冷延板を、特定の条件で焼鈍することで、中心層の延性を保持しつつ、最も曲げ性を改善できることがわかった。
この効果のメカニズムは、複層鋼板の表層のＭｎ濃度が低減してＭｎ偏析が抑制されるとともに、かつ十分に再結晶したことにより、曲げ表面での変形の局所化が抑制されるとともに、表層延性の向上によって割れの発生が抑制されたためと考えられる。さらには、表層の再結晶粒径（フェライト粒径）が微細になるため、曲げ性がさらに向上したことも考えられる。
このようにして得られた本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）板厚中心部と、
該板厚中心部の片面または両面に形成された表層軟化部とを含む高強度鋼板であって、
前記板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が４．０質量％超１０．０質量％未満であり、
各表層軟化部が板厚の０．１％から３０％の厚さを有し、
前記表層軟化部の平均Ｍｎ濃度が２．５質量％以下であり、
前記表層軟化部の表層の再結晶率が９０％以上であり、
前記表層軟化部の再結晶組織の平均結晶粒径が０．１μｍ以上４０μｍ以下である
ことを特徴とする、
高強度鋼板。
（２）前記板厚中心部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５％超０．８０％未満、
Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、
Ｍｎ：４．０％超１０．０％未満、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満、および
Ｎ ：０．０５０％未満を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする、上記（１）に記載の高強度鋼板。
（３）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、および
Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（２）に記載の高強度鋼板。
（４）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．００５％以上０．３０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．３０％以下、
Ｖ ：０．００５％以上０．３０％以下、および
Ｗ ：０．００５％以上０．３０％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（２）又は（３）に記載の高強度鋼板。
（５）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｂ ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１０％以下、および
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（２）〜（４）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（６）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５０％以下、
Ｓｎ：０．０００５％以上０．０５０％以下、および
Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５０％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（２）〜（５）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（７）前記表層軟化部のＣ量が前記板厚中心部のＣ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（２）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（８）前記表層軟化部のＣｒ量およびＭｏ量の総和が前記板厚中心部のＣｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（３）〜（７）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（９）前記表層軟化部のＣｕ量およびＮｉ量の総和が前記板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（３）〜（８）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１０）前記表層軟化部のＴｉ量およびＮｂ量の総和が前記板厚中心部のＴｉ量およびＮｂ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（４）〜（９）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１１）前記表層軟化部のＶ量およびＷ量の総和が前記板厚中心部のＶ量およびＷ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（４）〜（１０）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１２）前記表層軟化部のＢ量が前記板厚中心部のＢ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（５）〜（１１）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１３）前記表層軟化部の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含むことを特徴とする、上記（１）〜（１２）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１４）上記（１）〜（１３）のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
前記板厚中心部を構成する母材鋼板の片面または両面に前記表層軟化部を構成する表層軟化部用鋼板を積層して複層鋼板を形成すること、
前記複層鋼板を加熱温度１０８０℃以上１３００℃以下に加熱すること、及び仕上圧延開始温度８００℃以上１０００℃以下の条件下で熱間圧延すること、
前記熱間圧延した複層鋼板を、前記仕上圧延の終了後２秒以内に５００℃以上７００℃以下まで冷却すること、
前記５００℃以上７００℃以下の温度まで前記複層鋼板を冷却した後、３秒以上保持すること、
前記５００℃以上７００℃以下の温度で３秒以上保持した複層鋼板を酸洗し、次いで２０％以上７０％以下の圧下率で冷間圧延すること、
前記冷間圧延された複層鋼板を、６００℃以上７５０℃以下の温度で５秒以上保持し、次いで冷却すること、
を含むことを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
（１５）前記５００℃以上７００℃以下の温度で３秒以上保持した複層鋼板を６００℃以下の巻取り温度で巻き取ることを特徴とする、上記（１４）に記載の高強度鋼板の製造方法。
（１６）前記巻取りした複層鋼板を、前記冷間圧延前に、３００℃以上５５０℃以下の温度で保持して焼き戻しを行うことを特徴とする、上記（１５）に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、優れた強度・延性バランスを有すると共に、優れた曲げ特性を有する含有Ｍｎ濃度の高い高強度鋼板を提供することができる。
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。
１．表層軟化部の構成
本発明の鋼板の構成を上述のように規定した理由を説明する。以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は特に断りがない限り質量％を意味する。
本発明の鋼板は、板厚の０．１％から３０％の厚さを有する表層軟化部の平均Ｍｎ濃度が２．５質量％以下であり、かつ再結晶率が９０％以上である必要がある。
（表層軟化部の厚さが０．１％以上３０％以下）
表層軟化部の厚さが板厚の０．１％未満では十分な曲げ性の改善が得られず、３０％より大きいと引張強さの劣化が顕著となる。表層軟化部の厚さは、より好ましくは板厚の２０％以下、さらに好ましくは１０％以下である。
「表層軟化部」は、次のようにして決定される。まず、鋼板の断面組織をナイタール腐食により現出し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡観察から得られた組織像に基づき、鋼板の全厚を算出する。鋼板の板厚方向の中心において、板厚方向に対して垂直方向に圧痕が互いに干渉しない打刻間隔で５点について押し込み荷重１００ｇ重でビッカース硬さを測定し、それらの平均値を板厚方向の中心位置での平均ビッカース硬さとする。次いで、板厚方向の中心から表面に向かって、打刻間隔を鋼板の全厚５％の一定間隔として、それぞれの板厚方向位置において上記同様に５点のビッカース硬さ試験を行う。ある板厚方向位置での平均ビッカース硬さが、板厚方向の中心位置での平均ビッカース硬さの０．６倍以下となったとき、その位置より表面側を表層軟化部と定義する。５％間隔の打刻で平均ビッカース硬さの０．６倍以下の値が得られずに表層軟化部を定義出来なかった場合には、表層の２打刻点間を、初めに打刻した間隔より短くした任意の一定間隔で打刻することにより、表層軟化部を定義する。
（表層軟化部の平均Ｍｎ濃度が２．５質量％以下）
Ｍｎは、バンド状組織の形成を助長する元素である。表層軟化部の平均Ｍｎ濃度が２．５質量％超であると、表層軟化部にバンド状組織が形成してしまい、良好な曲げ性を得ることができない。そのため、表層軟化部の平均Ｍｎ濃度は２．５質量％以下とし、好ましくは２．０質量％以下、より好ましくは１．５質量％以下とする。Ｍｎ量は少ない程バンド状組織が形成し難くなるため、平均Ｍｎ濃度の下限は特に規定しない。なお、「表層軟化部の平均Ｍｎ濃度」は、組織断面の板厚方向中心における、板厚方向と垂直方法の線上に沿って、５０μｍ間隔で２０点のＭｎ濃度をＥＰＭＡ測定し、その平均値から求められる。
（表層軟化部の再結晶率が９０％以上）
表層の再結晶が不十分で、未再結晶組織が存在すると、未再結晶組織は延性に乏しいため曲げ変形時に割れの起点となる。表層軟化部の再結晶率が９０％未満であると、良好な曲げ性を得ることができないため、表層軟化部の再結晶率は９０％以上とする。好ましくは、９５％以上である。
（表層軟化部の平均結晶粒径が０．１μｍ以上４０μｍ以下）
表層の再結晶組織（フェライト）の平均結晶粒径が粗大化すると、曲げ変形の際に変形の不均一化を助長するため、曲げ性劣化の要因となる。したがって、表層軟化部の平均結晶粒径は、４０μｍ以下とする。表層軟化部の平均結晶粒径は、より好ましくは、３０μｍ以下、さらに好ましくは、２５μｍ以下である。一方、平均結晶粒径が０．１μｍ以下になると、表層軟化部の延性が著しく劣化するため、表層軟化部の平均結晶粒径は、０．１μｍ以上とする。表層軟化部の平均結晶粒径は、より好ましくは、０．５μｍ以上であり、さらに好ましくは１μｍ以上である。
「再結晶率」は次のようにして決定される。ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法による再結晶率測定試験において、上述の方法によって定義した表層軟化部の、厚み方向における中央位置が測定面となるように、鋼板表面に鏡面研磨およびコロイダル研磨を施し、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）およびＯＩＭ結晶方位解析装置を用いて、測定面１００μｍ平方領域について０．２μｍ間隔で結晶方位データ群を取得した。得られた結晶方位データ群を解析ソフト（TSL OIM Analysis）で解析し、第一近接測定点間のKernel Average Misorientation（ＫＡＭ値）が１．０°以下の領域を再結晶組織として定義し、その領域の全領域に対する面積率を算出する。
表層軟化部の平均結晶粒径は次のようにして決定される。ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法による平均結晶粒径測定試験において、上述の方法で得られた結晶方位データ群を解析ソフト（TSL OIM Analysis）で解析し、結晶方位差１５°以上の方位差を持つ結晶粒界に囲まれる領域を一つの結晶粒と定義したときの粒径をArea Fraction法で算出し、観察領域全体の平均粒径を算出する。
２．板厚中心部の化学組成
続いて、本発明の効果を得るために望ましい板厚中心部（中心層）の化学組成について述べる。なお、元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．０５％超０．８０％未満）
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。十分な強度を保持しながら、残留オーステナイト量を得るためには、０．０５％超以上のＣ含有量が必要となる。一方、Ｃを過剰に含有すると鋼板の溶接性を損なうので、Ｃ含有量の上限を０．８０％未満とする。Ｃの含有量は、０．６０％以下の範囲であることが好ましく、０．５０％以下の範囲であることがより好ましい。
（Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満）
Ｓｉは、焼き戻しマルテンサイトを強化し、組織を均一化し、加工性を改善するのに有効な元素である。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、オーステナイトの残留を促進する作用も有する。上記効果を得るために、０．００１％以上のＳｉ含有量が必要となる。一方、Ｓｉを過剰に含有すると鋼板の低温靭性を損なうので、Ｓｉ含有量の上限値を３．５０％未満とする。Ｓｉの下限値は好ましくは０．０１％、より好ましくは０．３０％、さらに好ましくは０．５０％である。Ｓｉ含有量の下限値を上記範囲にすることによって、鋼板の均一伸び特性をさらに向上することができる。Ｓｉ含有量の上限値は、好ましくは３．００％、より好ましくは２．５０％である。
（Ｍｎ：４．００％超１０．０％未満）
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める元素である。また、本発明の鋼板においては、Ｍｎをオーステナイト中に分配させ、よりオーステナイトを安定化させる。室温でオーステナイトを安定化させるためには、４．００％超のＭｎが必要である。一方、鋼板がＭｎを過剰に含有すると低温靭性を損なうので、Ｍｎ含有量の上限を１０．０％未満とする。Ｍｎ含有量の下限値は、好ましくは４．３０％、より好ましくは４．８０％である。Ｍｎ含有量の上限値は、好ましくは８．００％、より好ましくは７．５０％である。Ｍｎ含有量の下限値および上限値を上記範囲にすることによって、さらに延性を安定して得ることができる。なお、「板厚中心部の平均Ｍｎ濃度」は、組織断面の板厚中心部の板厚方向中心における、板厚方向と垂直方法の線上に沿って、５０μｍ間隔で２０点のＭｎ濃度をＥＰＭＡ測定し、その平均値から求められる。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満）
Ａｌは、脱酸剤であり、０．００１％以上含有させる必要がある。また、Ａｌは、焼鈍時の二相温度域を広げるため、材質の安定性を高める作用も有する。Ａｌの含有量が多いほどその効果は大きくなるが、Ａｌを過剰に含有させると、表面性状、塗装性、および溶接性などの劣化を招くので、ｓｏｌ．Ａｌの上限を３．００％未満とした。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値は、好ましくは０．００５％、より好ましくは０．０１％、さらに好ましくは０．０２％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の上限値は、好ましくは２．５０％、より好ましくは１．８０％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値および上限値を上記範囲にすることによって、脱酸効果および材質安定向上効果と、表面性状、塗装性、および溶接性とのバランスがより良好になる。
（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは不純物であり、鋼板がＰを過剰に含有すると靭性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ含有量の上限を０．１０％以下とする。Ｐ含有量の上限値は、好ましくは０．０５０％、より好ましくは０．０３０％、さらに好ましくは０．０２０％である。本実施形態に係る鋼板はＰを必要としないので、Ｐ含有量の下限値は０．０００％である。Ｐ含有量の下限値は０．０００％超または０．００１％でもよいが、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。
（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは不純物であり、鋼板がＳを過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、曲げ性および穴広げ性などの成形性の劣化を招く。したがって、Ｓ含有量の上限を０．０１０％以下とする。Ｓ含有量の上限値は、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．００３％である。本実施形態に係る鋼板はＳを必要としないので、Ｓ含有量の下限値は０．０００％である。Ｓ含有量の下限値を０．０００％超または０．０００１％としてもよいが、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
（Ｎ：０．０５０％未満）
Ｎは不純物であり、鋼板が０．０５０％以上のＮを含有すると靭性の劣化を招く。したがって、Ｎ含有量の上限を０．０５０％未満とする。Ｎ含有量の上限値は、好ましくは０．０１０％、より好ましくは０．００６％である。本実施形態に係る鋼板はＮを必要としないので、Ｎ含有量の下限値は０．０００％である。Ｎ含有量の下限値を０．０００％超または０．０００３％としてもよいが、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
（Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上２．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、およびＮｉ：０．０１％以上２．００％以下）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉはそれぞれ、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではない。しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉは、鋼板の強度を向上させる元素であるので、含有されてもよい。鋼板の強度向上効果を得るために、鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれを０．０１％以上含有してもよい。しかしながら、鋼板がこれらの元素を過剰に含有させると、熱延時の表面傷が生成しやすくなり、さらには、熱延鋼板の強度が高くなりすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれの含有量の上限値を２．００％とする。
（Ｔｉ：０．００５％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．３０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．３０％以下、およびＷ：０．００５％以上０．３０％以下）
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＷは、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではない。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であるので、鋼板の強度向上に有効である。したがって、鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＷからなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有してもよい。鋼板の強度向上効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を０．００５％とすることが好ましい。一方で、これらの元素を過剰に含有させると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の上限値を０．３０％とする。
（Ｂ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１０％以下、およびＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％以下）
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭは、必須の元素ではない。しかしながら、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭは、鋼板の局部延性および穴広げ性を向上させる。この効果を得るためには、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの下限値を好ましくは０．０００１％、より好ましくは０．００１％とする。しかし、過剰量のこれら元素は、鋼板の加工性を劣化させるので、これら元素それぞれの含有量の上限を０．０１０％とし、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素の含有量の合計を０．０３０％以下とすることが好ましい。
（Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５０％以下、Ｓｎ：０．０００５％以上０．０５０％以下、およびＢｉ：０．０００５％以上０．０５０％以下）
Ｓｂ、Ｓｎ、およびＢｉは、必須の元素ではない。しかしながら、Ｓｂ、Ｓｎ、およびＢｉは、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、および／又はＡｌ等の易酸化性元素が、鋼板表面に拡散されて、酸化物を形成することを抑え、鋼板の表面性状やめっき性を高める。この効果を得るために、Ｓｂ、Ｓｎ、およびＢｉからなる群から選択される１種又は２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．００１％とする。一方、これら元素それぞれの含有量が０．０５０％を超えると、その効果が飽和するので、これら元素それぞれの含有量の上限値を０．０５０％とした。
３．表層軟化部の化学組成
本発明における鋼板は、Ｍｎ以外の元素についても、表層軟化部と板厚中心部で化学組成が異なる場合がある。このような場合、表層軟化部における好ましい化学組成は以下の通りである。
（Ｃ：板厚中心部のＣ量の０．９倍以下）
Ｃは、鋼板の強度を高めるものであり、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。表層軟化部のＣ量が板厚中心部のＣ量の０．９倍以下が好ましい。表層軟化部の硬さを板厚中心部の硬さより低くするためである。０．９倍より大きいと、優れた曲げ性が得られない場合がある。より好ましくは、表層軟化部のＣ量は板厚中心部のＣ量の０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。板厚中心部の好ましいＣの含有量は０．８０％未満であるため、表層軟化部の好ましいＣの含有量は０．７２％未満となる。好ましくは０．５％未満、さらに好ましくは０．３％未満、最も好ましくは０．１％未満である。Ｃ量の下限は特に規定しない。工業用の極低Ｃ鋼を用いる場合、０．００１％程度が実質的な下限であるが、固溶Ｃ量という観点からは、ＴｉやＮｂなどを用いて固溶Ｃを完全に排除した、Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ鋼を用いてもよい。
（Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満）
Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、Ａｃ３変態点を増加させることから、広い焼鈍温度にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、組織制御性向上の観点から添加される。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．００１％以上にする必要がある。しかし、３．５０％以上の添加は鋼板の表面性状を劣化させるため、３．５０％未満とする。
（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは溶接部を脆化させる。０．１０％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．１０％以下に限定した。Ｐの含有量の下限は規定しないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利である。
（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１０％以下とした。Ｓの含有量の下限は規定しないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満）
Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。こうした効果を得るには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が３．００％以上であると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まるため、３．００％未満とする。
（Ｎ：０．０５０％以下）
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０５０％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０５０％以下とした。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限値は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招く。
表層軟化部は好ましくは、質量％で、
Ｃ ：０．７２％未満、
Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、
Ｍｎ：２．５％以下
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満、および
Ｎ ：０．０５０％未満を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなる組成を有する。表層軟化部はさらに下記の成分を含み得る。
（Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上２．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、およびＮｉ：０．０１％以上２．００％以下）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉは、鋼板の強度を向上させる元素であるので、含有されてもよい。鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれを０．０１％以上含有してもよい。しかしながら、鋼板がこれらの元素を過剰に含有させると、鋼板の強度が高くなりすぎて、圧延時の表面傷が生成しやすくなる場合がある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれの含有量の上限値を２．００％とする。
また、表層軟化部のＣｒ量およびＭｏ量の総和が板厚中心部のＣｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下とすることが好ましい。炭化物を安定化させるＣｒ量とＭｏ量の総和が、板厚中心部のＣｒ量およびＭｏ量の０．９倍よりも大きいと粗大炭化物が残存しやすく、表面性状の劣化の原因となる。より好ましくは、０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。
また、表層軟化部のＣｕ量およびＮｉ量の総和が、板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下とすることが好ましい。焼き入れ性を向上させるＣｕ量、およびＮｉ量の総和が板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の０．９倍よりも大きいと、低温変態組織が生じやすく、曲げ性劣化の原因となる。より好ましくは０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。
（Ｔｉ：０．００５％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．３０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．３０％以下、およびＷ：０．００５％以上０．３０％以下）
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＷは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であるので、鋼板の強度向上に有効である。したがって、鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＷからなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有してもよい。鋼板の強度向上効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＷからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を０．００５％とすることが好ましい。一方で、これらの元素を過剰に含有させると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延時に割れる可能性がある。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＷからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の上限値を０．３０％とする。
また、表層軟化部のＴｉ量およびＮｂ量の総和が、板厚中心部のＴｉ量およびＮｂ量の総和の０．９倍以下とすることが好ましい。Ｔｉ量とＮｂ量の総和が、板厚中心部のＴｉ量およびＮｂ量の０．９倍よりも大きいと表層が硬質化しやすく、曲げ性劣化の原因となる。より好ましくは、０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。
また、表層軟化部のＷ量およびＶ量の総和が、板厚中心部のＷ量およびＶ量の総和の０．９倍以下とすることが好ましい。ＷとＶは炭化物を形成しやすい元素であるため、Ｗ量とＶ量の総和が、板厚中心部のＷ量およびＶ量の０．９倍よりも大きいと、表層に粗大炭化物が形成し、曲げ性劣化の要因となる。より好ましくは、０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。
（Ｂ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１０％以下、およびＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％以下）
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭは、鋼板の局部延性および穴広げ性を向上させる。この効果を得るためには、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの下限値を好ましくは０．０００１％、より好ましくは０．００１％とする。一方、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭ量が、板厚中心部の０．９倍より大きいと表層が硬質化しすぎて、表面性状を劣化させる場合がある。したがって、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素の上限値を０．００９％、好ましくは、０．００６％以下とする。
また、表層軟化部のＢ量が、前記板厚中心部のＢ量の０．９倍以下とすることが好ましい。Ｂは低温変態相を形成しやすい元素であるため、板厚中心部のＢ量の０．９倍よりも大きいと表層が硬質になり、優れた曲げ性が得られない原因となる。より好ましくは０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。それぞれの下限値は規定しない。
４．鋼板の組織
本実施形態に係る鋼板の組織について説明する。
板厚中心部の組織は、好ましくは、フェライト、マルテンサイトまたはベイナイト、及び残留オーステナイトからなる組織を有し、より好ましくは、フェライト、焼き戻しマルテンサイトまたはベイナイト、焼き入れままマルテンサイト、および残留オーステナイトからなる組織を有している。
表層軟化部の組織は、好ましくは、実質的にフェライトからなる組織有している。
表層軟化部は、気孔率が少なく、面積率で好ましくは１％以下、より好ましくは実質的に０％である。
５．鋼板の機械特性
本実施形態に係る鋼板の機械特性について説明する。
本実施形態に係る鋼板の引張強度は、好ましくは７８０ＭＰａ以上、より好ましくは１１８０ＭＰａである。これは、鋼板を自動車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、本実施形態に係る鋼板をプレス成形に供するためには、均一伸び（ｕＥＬ）が優れることが望ましい。ＴＳ×ｕＥＬは、好ましくは１２０００ＭＰａ・％以上、より好ましくは１４０００ＭＰａ・％以上である。
また、曲げ性に関して、強度が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰa未満の鋼種ついては、
圧延方向に対して垂直な方向が、長手方向（曲げ稜線が圧延方向と一致）となるようにＪＩＳ Ｚ２２４８に準じてＶ曲げ試験を行った際の、限界曲げ半径Ｒが１．０ｍｍ以下となることが好ましく、０．８ｍｍ以下となることがより好ましい。強度が１１８０ＭＰa以上の鋼種については、上記Ｖ曲げ試験の限界曲げ半径が、２．０ｍｍ以下となることが好ましく、１．５ｍｍ以下となることがより好ましい。
６．製造方法
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の高強度鋼板を得るための製法の単なる例示を意図するものであって、本発明の高強度鋼板を、以下に説明するような２つの鋼板を積層した複層鋼板に限定することを意図するものではない。例えば、下記に記載の積層法に代えて、母材鋼板上にコールドスプレー法により表層軟化部を形成してもよい。
本実施形態に係る鋼板は、上記の化学組成を有する板厚中心部を構成する母材鋼板の片面または両面に、平均Ｍｎ濃度２．５質量％以下、かつ上記表層軟化部用鋼板を積層して複層鋼板を形成し、その周囲を溶接した複層鋼板を、熱間圧延し、圧延後、即時冷却して高温で保持後、冷却した熱延鋼板を、酸洗した後、冷間圧延と焼鈍を施して製造する。
（複層鋼板の形成：板厚中心部を構成する表面を脱脂した母材鋼板の片面または両面に、表層軟化部の化学組成を満足する鋼板を積層し、その周囲を溶接する。）
上記の板厚中心部の化学組成を満足する母材鋼板に、表層軟化部の化学組成を満足する鋼板を表面に積層し、周囲を溶接することで複層鋼板を形成する。これら鋼板は、上記化学組成を満たしていれば、どのような製法で製造されたものでも良い。
（複層鋼板の加熱温度：１０８０℃以上１３００℃以下）
熱間圧延前の加熱温度が１０８０℃未満では、熱間加工時の変形抵抗が高くなり、操業が困難になる。一方、加熱温度が１３００℃超になると、スケールロスによって、歩留まりが低下する。したがって、加熱温度は１０８０℃以上１３００℃以下とする。熱間圧延前に１０８０℃以上１３００℃以下の温度域に保持する時間は特に限定されないが、穴広げ性を向上させるためには、３０分以上とすることが好ましく、１時間以上とすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために、１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合にあっては、上記温度範囲に保ちながら熱間圧延に供してもよい。本明細書において、温度は、鋼板表面の中央位置で測定される温度である。
（仕上圧延開始温度：８００℃以上１０００℃以下）
仕上圧延開始温度は８００℃以上１０００℃以下とすることが好ましい。仕上圧延開始温度を８００℃以上とすることにより、圧延時の変形抵抗を小さくすることができる。一方、仕上圧延開始温度を１０００℃以下にすることにより、粒界酸化による鋼板の表面性状の劣化を抑制することができる。
（圧延後の冷却：２秒以内に５００℃以上７００℃以下まで冷却）
仕上圧延の終了後２秒以内に、５００℃以上７００℃以下まで冷却する。これは、本発明において重要な条件であり、表層軟化部の旧γ粒を微細にし、冷却時に生成するフェライト粒を均一微細に生成させることで、後の焼鈍工程で、表層軟化部を十分に再結晶させることができる。
仕上圧延の終了後から、５００℃以上７００℃以下に冷却するまでの時間が２秒を超えると、旧オーステナイト粒径が粗大になり、後の焼鈍工程において、表層軟化部が十分に再結晶しない。そのため、仕上圧延の終了後から、５００℃以上７００℃以下に冷却するまでの時間は２秒以内とする。好ましくは１．８秒以内、より好ましくは１．５秒以内である。冷却までの時間は短ければ短い程、旧γ粒径が細粒化し、再結晶しやすくなるため、下限は設けないが、製造工程の制約から０．１秒が実質的な下限となる。
冷却速度は上記条件を満たせば、いずれの速度でも良いが、冷却速度が速い程、旧γ粒径の細粒化効果が得られやすい。そのため、冷却速度が２０℃／ｓ以上であることが好ましく、さらに好ましくは５０℃／ｓ以上である。
圧延後の冷却停止温度が５００℃未満であると、表層軟化部の一部が低温変態組織となる。フェライトと低温変態組織の複数の組織を有すると、冷延時に不均一に変形が導入されるため、均一に再結晶が起こらず、未再結晶組織が残存しやすくなる。冷却停止温度が７００℃以上では表層軟化部のフェライト変態が遅延するため、後の冷間圧延工程で表層軟化部に十分なひずみを蓄積させることができない。したがって、冷却停止温度は５００℃以上７００℃以下とする。
（５００℃以上７００℃以下の温度まで冷却後の保持時間：３秒以上）
５００℃以上７００℃以下の温度での保持時間が３秒未満であると、表層軟化部のフェライトが十分に生成しない。好ましくは、保持時間は５秒以上であり、より好ましくは１０秒以上である。
（巻取り温度：６００℃以下）
好ましくは、６００℃以下の巻取り温度で巻き取りを行う。巻取り温度を６００℃以下として巻き取りを行うことにより、板厚中心部に低温変態相が形成しやすくなり、巻取り後の冷延工程で表層へのひずみ分配量が増加するため、表層軟化部が再結晶しやすく、且つ結晶粒径をより細粒化しやすくなる。また、巻取り温度を６００℃以下とすることにより、巻取り後の酸洗において、スケールを除去することがより容易になる。巻取り温度は、より好ましくは５００℃以下、さらに好ましくは４００℃以下である。
冷間圧延時の破断を抑制するために、室温まで冷却された後、３００℃以上６００℃以下で熱延板を焼き戻してもよい。
（冷間圧延の圧下率:２０％以上７０％以下）
熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後、冷間圧延が行われる。冷間圧延の圧下率が２０％未満であると、表層軟化部に十分なひずみが導入されず、後の焼鈍工程で、表層軟化部が十分に再結晶しない。一方、冷間圧延の圧下率が７０％超であると、圧延中に鋼板が破断する場合があることから、冷間圧延の圧下率は２０％以上７０％以下とする。
（冷間圧延後の焼鈍熱処理：圧延された複層鋼板を６００℃以上７５０℃以下の温度で５秒以上保持後、室温まで冷却）
冷間圧延された複層鋼板を、６００℃以上７５０℃以下の温度に加熱して焼鈍を行う。加熱保持温度が６００℃未満であると、表層軟化部が十分に再結晶しない上、板厚中心部のセメンタイトが十分に溶解せず、安定な残留γ分率が得られない。７５０℃超であると、板厚中心部にフェライトを生成させることが難しくなる。したがって、加熱保持温度は６００℃以上７５０℃以下とする。
保持時間が５秒未満であると、表層軟化部の未再結晶組織が十分に再結晶しない。未再結晶組織を完全に除去するには、焼鈍時間を１０秒以上とすることが好ましく、より好ましくは１５秒以上とする。生産性の観点からは、焼鈍時間を３６００秒以下とすることが好ましい。
上記加熱保持の後の冷却停止温度は、板厚中心部において、低温変態組織を生成させる為に、５５０℃以下であることが好ましく、より好ましくは３００℃以下、最も好ましくは１００℃以下である。
上記冷却の後、低温変態組織の軟質化および残留オーステナイトの安定化の為に、３００℃以上５５０℃以下の温度で焼き戻しても良い。
鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記６００℃以上７５０℃以下の温度での焼鈍後の冷却を４３０〜５００℃の温度範囲で停止し、次いで冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行う。めっき浴の条件は通常の範囲内とすればよい。めっき処理後は室温まで冷却すればよい。
鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施した後、鋼板を室温まで冷却する前に、鋼板に４５０〜６２０℃の温度で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う。合金化処理条件は、通常の範囲内とすればよい。
以上のように鋼板を製造することによって、本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
本発明の鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の例は本発明の鋼板の例であり、本発明の鋼板は以下の例の態様に限定されるものではない。
１．評価用鋼板の製造
表２に記載の複層鋼板の製造方法がクラッド法である試料は、下記の方法にしたがって作製した。表１に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（板厚中心部用鋼板）について、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面に、表１に示す化学組成を有する表層用鋼板（表層軟化部）をアーク溶接で積層した。これを表２に示す加熱温度、熱間圧延前の保持時間、仕上圧延開始温度、冷却完了時間、冷却停止温度、冷却後保持時間、及び巻取り温度で、加熱、加熱後保持、熱間圧延、冷却、冷却後保持、及びコイルに巻取りを行って積層熱延鋼板を得た。その後、常法により酸洗し、表２に示す焼戻し温度、冷間圧延率、焼鈍温度、及び焼鈍時間で、焼戻し、冷間圧延、及び焼鈍を行い、室温まで冷却した。
表２に記載の複層鋼板の製造方法がコールドスプレー法である試料は、下記の方法にしたがって作製した。
基板を熱延板とする場合には、表１に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（板厚中心部用鋼板）について、表２に示す加熱温度、熱間圧延前の保持時間、仕上圧延開始温度、冷却完了時間、冷却停止温度、冷却後保持時間、及び巻取り温度で、加熱、加熱後保持、熱間圧延、冷却、冷却後保持、及びコイルに巻取りを行って、熱延板を作製し、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面にコールドスプレー法で表層に堆積層（表層）を形成した鋼板を作製した。その後、表２に示す焼戻し温度、冷間圧延率、焼鈍温度、及び焼鈍時間で、焼戻し、冷間圧延、及び焼鈍を行い、室温まで冷却した。
一方、基板を冷延板とする場合には、上記方法で作製した熱延板を、常法により酸洗し、表２に示す焼戻し温度及び冷間圧延率で焼戻し及び冷間圧延を行って冷延板を作製し、次いで、コールドスプレー法を用いて冷延板の少なくとも片面に堆積層（表層）を形成し、表２に示す焼鈍温度及び焼鈍時間で焼鈍を行い、室温まで冷却した。
コールドスプレー法で使用した鉄基粒子は、表４に示す成分および粒径のものを用いた。コールドスプレー法に用いた粒子は、先行技術にしたがって、粉砕、篩いによる分級を繰返して、所定の粒子径となるように調整したものを使用した。さらに、作動ガスとして窒素ガスを用いた。ヒータで作動ガスを７００℃に加熱し、粒子供給装置から鉄基粒子を供給して混合し、スプレーノズルで、基板に吹き付け、複層鋼板を得た。なお、作動ガス圧は３ＭＰａ一定とした。また、ノズルの走査速度は、機械制御で調整した。
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一部の焼鈍冷延鋼板については、最終の焼鈍を行った後、焼鈍後の冷却を４６０℃で停止し、冷延鋼板を４６０℃の溶融亜鉛のめっき浴に２時間浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行った。めっき浴の条件は従来のものと同じである。後述する合金化処理を施さない場合、４６０℃の保持後に、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。
一部の焼鈍冷延鋼板については、溶融亜鉛めっき処理を行った後に、室温に冷却せずに、続いて合金化処理を施した。５２０℃まで加熱し、５２０℃で５秒間保持して合金化処理を行い、その後、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。
このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０．１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。
２．評価方法
得られた焼鈍冷延鋼板について、板厚測定、組織観察、表層軟化部の気孔率測定、ビッカース硬さ試験、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法による再結晶率測定試験、表層軟化部の平均結晶粒径測定、引張試験、均一伸び試験、およびＶ曲げ試験を実施した。
板厚中心部の組織の観察方法は次のようにして行った。板厚中心部が測定面となるように鋼板表面に鏡面研磨およびコロイダル研磨を施し、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）およびＯＩＭ結晶方位解析装置を用いて、測定面１００μｍ平方領域を０．２μｍ間隔で結晶方位データ群を取得した。得られた結晶方位データ群を解析ソフト（TSL OIM Analysis）で解析し、組織を分類した。Ｐｈａｓｅ−ＭＡＰにおいて、オーステナイト相と判別された領域を残留オーステナイトと判別した。Ｐｈａｓｅ−ＭＡＰで、オーステナイト相以外の焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼き入れままマルテンサイト、及びフェライトを含むフェライト相と判別された領域の組織について、３０００倍の倍率で観察した二次電子像に基づき、さらに次のように判別した。フェライト相において、粒内に下部組織を有するものの内、内部にセメンタイトを含む組織は焼き戻しマルテンサイトまたはベイナイトと判別した。フェライト相において、粒内に下部組織を有するものの内、内部にセメンタイトを含まない組織は焼き入れままマルテンサイトと判別した。フェライト相において、粒内に下部組織を含まない領域をフェライトと判別した。
上記方法で組織観察を行い、板厚中心部の組織は、フェライト、焼き戻しマルテンサイトまたはベイナイト、焼き入れままマルテンサイト、および残留オーステナイトに分類された。
表層軟化部の組織観察については、表層軟化部が測定面となるようにしたこと以外は、板厚中心部の組織観察と同じ方法で行った。表層軟化部の組織は、実質的にフェライトであった。
表層軟化部の気孔率は、上記の研磨面の気孔部を同定し、画像処理で面積率として算出した。表層軟化部の気孔率は、走査電子顕微鏡で１０００倍の倍率で観察し、画像処理により直径が０．０１μｍ以上の気孔を検出して、その合計の面積率を算出した。
ビッカース硬さ試験は、上述したとおり、表層軟化部を定義するために行う。まず、鋼板の断面組織をナイタール腐食により現出し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡観察から得られた組織像に基づき、鋼板の全厚を算出する。鋼板の板厚方向の中心において、板厚方向に対して垂直方向に圧痕が互いに干渉しない打刻間隔で５点について押し込み荷重１００ｇ重でビッカース硬さを測定し、それらの平均値を板厚方向の中心位置での平均ビッカース硬さとした。次いで、板厚方向の中心から表面に向かって、打刻間隔を鋼板の全厚５％の一定間隔として、それぞれの板厚方向位置において上記同様に５点のビッカース硬さ試験を行った。ある板厚方向位置での平均ビッカース硬さが、板厚方向の中心位置での平均ビッカース硬さの０．６倍以下となったとき、その位置より表面側を表層軟化部と定義した。５％間隔の打刻で平均ビッカース硬さの０．６倍以下の値が得られずに表層軟化部を定義出来なかった場合には、表層の２打刻点間を、初めに打刻した間隔より短くした任意の一定間隔で打刻することにより、表層軟化部を定義した。板厚中心部用鋼板の板厚に対する表層軟化部用鋼板の厚さの割合は、表３の「表層軟化部（片側）の割合（％）」に示す通りである。
ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法による再結晶率測定試験では、上述の方法によって定義した表層軟化部の中央位置が、測定面となるように鋼板表面に鏡面研磨およびコロイダル研磨を施し、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）およびＯＩＭ結晶方位解析装置を用いて、測定面１００μｍ平方領域を０．２μｍ間隔で結晶方位データ群を取得した。得られた結晶方位データ群を解析ソフト（TSL OIM Analysis）で解析し、第一近接測定点間のKernel Average Misorientation（ＫＡＭ値）が１．０°以下の領域を再結晶組織として定義し、その領域の全領域に対する面積率を算出した。
表層軟化部の平均結晶粒径は次のようにして測定した。ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法による平均結晶粒径測定試験において、上述の方法で得られた結晶方位データ群を解析ソフト（TSL OIM Analysis）で解析し、結晶方位差１５°以上の方位差を持つ結晶粒界に囲まれる領域を一つの結晶粒と定義したときの粒径をArea Fraction法で算出し、観察領域全体の平均粒径を算出した。
鋼板の圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ５号５号試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）及び均一伸び（ｕＥＬ）を測定した。引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いたＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される方法で行った。均一伸び試験は、平行部長さ５０ｍｍのＪＩＳ５号試験片を用いたＪＩＳ−Ｚ２２０１に規定される方法で行った。
限界曲げ半径Ｒは、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向（曲げ稜線が圧延方向と一致）となるようにＪＩＳ Ｚ２２０４に記載の１号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ２２４８に準じてＶ曲げ試験を行った。表層軟化部を片面のみに持つサンプルに対しては、表層軟化部を持つ面が曲げ外側になるように曲げた。ダイとパンチの角度は６０°とし、パンチの先端半径を０．１ｍｍ単位で変えて曲げ試験を行い、亀裂が発生せずに曲げることができるパンチ先端半径を限界曲げ半径Ｒとして求めた。強度が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の鋼種ついては、限界曲げ半径Ｒが１．０ｍｍ超のものを曲げ性不可（符号×）、１．０ｍｍ以下のものを曲げ性良（符号○）、０．８ｍｍ以下のものを曲げ性優（◎）とした。強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼種については、限界曲げ半径Ｒが２．０ｍｍ超のものを曲げ性不可（符号×）、２．０ｍｍ以下のものを曲げ性良好（符号○）、１．５ｍｍ以下のものを曲げ性優（◎）として評価した。
得られた鋼板に対し、上記で定義した表層軟化部の板厚方向の中央位置の化学組成と、板厚方向の中心位置の化学組成を実測したところ、それぞれ表１に示す表層軟化部用鋼板および母材鋼板の化学組成とほぼ同じであった。
平均Ｍｎ濃度は、組織断面の板厚中心部および表層軟化部の各々の板厚方向中心における、板厚方向と垂直方法の線上に沿って、５０μｍ間隔で２０点のＭｎ濃度をＥＰＭＡ測定し、その平均値から求めた。その結果、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度、および表層軟化部の平均Ｍｎ濃度は、それぞれ表１に示す母材鋼板、および表層軟化部用鋼板のＭｎ濃度とほぼ同じであった。
３．評価結果
上記の評価の結果を表３に示す。
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表１〜３において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が望ましい範囲外にあることを示している。
表２及び３における実施例の鋼板は、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が４．０質量％超１０．０質量％未満であり、表層軟化部が鋼板の０．１％から３０％の厚さを有し、平均Ｍｎ濃度が２．５％以下であり、前記表層軟化部の再結晶率が９０％以上であり、優れたＴＳ×ｕＥＬバランスを有するという、含有Ｍｎ濃度の高い鋼板の特徴を有しながらも、優れた曲げ性を有している。
一方で、表２及び３における供試材Ｎｏ．２、３、６、１６、１８、２２、２４、４６、４９、５０、及び５２は、表層軟化部の再結晶率が、本発明で規定する範囲から外れており、優れた曲げ性を得られていない。
供試材Ｎｏ．１４は、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が低く、優れたＴＳ×ｕＥＬバランスが得られていない。
供試材Ｎｏ．３２は、焼鈍温度が高く、優れたＴＳ×ｕＥＬバランスが得られていない。
供試材Ｎｏ．３３は、表層軟化部の平均Ｍｎ濃度が高く、優れた曲げ性が得られていない。
供試材Ｎｏ．３８は、表層軟化部の厚さが小さく、優れた曲げ性が得られていない。
供試材Ｎｏ．３９は、表層軟化部の厚さが大きく、強度が低い。
供試材Ｎｏ．４６、４９、５０、及び５２は、熱延板を基板として、コールドスプレー法によって作製した複層鋼板であるが、堆積層（表層）の再結晶率が低く、優れた曲げ性を得られていない。
供試材Ｎｏ．４７、４８、及び５１は、冷延板を基板として、コールドスプレー法によって作製した複層鋼板だが、堆積層（表層）に気孔が発生し、良好な曲げ性を得られていない。また、表層軟化部の再結晶組織の平均結晶粒径が大きく、優れた曲げ性を得られていない。
本発明によれば、自動車用素材として好適な曲げ加工性に優れた高Ｍｎ含有量の高強度鋼板を、生産効率よく得ることができ、産業上の利点は大である。

Claims (15)

  1. 板厚中心部と、
    該板厚中心部の片面または両面に形成された表層軟化部とを含む高強度鋼板であって、
    前記板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が４．０質量％超１０．０質量％未満であり、
    各表層軟化部が板厚の０．１％から３０％の厚さを有し、
    前記表層軟化部の平均Ｍｎ濃度が２．５質量％以下であり、
    前記表層軟化部の再結晶率が９０％以上であり、
    前記表層軟化部の再結晶組織の平均結晶粒径が０．１μｍ以上４０μｍ以下であり、
    前記板厚中心部が、質量％で、
    Ｃ ：０．０５％超０．８０％未満、
    Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、
    Ｐ ：０．１０％以下、
    Ｓ ：０．０１０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満、および
    Ｎ ：０．０５０％未満を含有し、
    残部が鉄および不可避不純物からなり、
    前記表層軟化部の平均ビッカース硬さが、前記高強度鋼板の板厚方向の中心位置での平均ビッカース硬さの０．６倍以下であり、
    前記高強度鋼板の引張強度（ＴＳ）×均一伸び（ｕＥＬ）が、１２０００ＭＰａ・％以上である
    ことを特徴とする、
    高強度鋼板。
  2. 前記板厚中心部が、更に、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１％以上２．００％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上２．００％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、および
    Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下
    よりなる群から選択される少なくとも一種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. 前記板厚中心部が、更に、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．３０％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以上０．３０％以下、
    Ｖ ：０．００５％以上０．３０％以下、および
    Ｗ ：０．００５％以上０．３０％以下
    よりなる群から選択される少なくとも一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. 前記板厚中心部が、更に、質量％で、
    Ｂ ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１０％以下、および
    ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％以下
    よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 前記板厚中心部が、更に、質量％で、
    Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５０％以下、
    Ｓｎ：０．０００５％以上０．０５０％以下、および
    Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５０％以下
    よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  6. 前記表層軟化部のＣ量が前記板厚中心部のＣ量の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  7. 前記表層軟化部のＣｒ量およびＭｏ量の総和が前記板厚中心部のＣｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項２〜６のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  8. 前記表層軟化部のＣｕ量およびＮｉ量の総和が前記板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項２〜７のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  9. 前記表層軟化部のＴｉ量およびＮｂ量の総和が前記板厚中心部のＴｉ量およびＮｂ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項３〜８のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  10. 前記表層軟化部のＶ量およびＷ量の総和が前記板厚中心部のＶ量およびＷ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項３〜９のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  11. 前記表層軟化部のＢ量が前記板厚中心部のＢ量の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項４〜１０のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  12. 前記表層軟化部の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含むことを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  13. 請求項１〜１２のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
    前記板厚中心部を構成する母材鋼板の片面または両面に前記表層軟化部を構成する表層軟化部用鋼板を積層して複層鋼板を形成すること、
    前記複層鋼板を１０８０℃以上１３００℃以下に加熱すること、及び仕上圧延開始温度８００℃以上１０００℃以下の条件下で熱間圧延すること、
    前記熱間圧延した複層鋼板を、前記仕上圧延の終了後２秒以内に５００℃以上７００℃以下まで冷却すること、
    前記５００℃以上７００℃以下の温度まで前記複層鋼板を冷却した後、３秒以上保持すること、
    前記５００℃以上７００℃以下の温度で３秒以上保持した複層鋼板を酸洗し、次いで２０％以上７０％以下の圧下率で冷間圧延すること、
    前記冷間圧延された複層鋼板を、６００℃以上７５０℃以下の温度で５秒以上保持し、次いで冷却すること、
    を含むことを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
  14. 前記５００℃以上７００℃以下の温度で３秒以上保持した複層鋼板を６００℃以下の巻取り温度で巻き取ることを特徴とする、請求項１３に記載の高強度鋼板の製造方法。
  15. 前記巻取りした複層鋼板を、前記冷間圧延前に、３００℃以上５５０℃以下の温度で保持して焼き戻しを行うことを特徴とする、請求項１４に記載の高強度鋼板の製造方法。
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