JP6614397B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

強度、λ等の加工性、エネルギー吸収特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を得る。特定の成分組成と、面積率で、アスペクト比が２．０以上のフェライトが１〜３５％、アスペクト比が２．０未満のフェライトが１０％以下、未再結晶フェライトが５％未満、ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトが合計で４０〜８０％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトが合計で５〜３５％、残留オーステナイトが３〜３５％を含み、かつ残留オーステナイト中のＣ量が０．４０〜０．７０質量％である鋼組織と、を有する高強度鋼板とする。

Description

本発明は、自動車用部材に好適な、高強度鋼板およびその製造方法に関する。
自動車の衝突安全性改善と燃費向上の観点から自動車用部品に用いられる鋼板においては高強度化が求められている。しかしながら、鋼板の高強度化は一般に加工性の低下を招く。このため、強度と加工性の両方に優れた鋼板の開発が必要とされている。
特に、引張強度（以下、ＴＳという場合がある）が１１８０ＭＰａを超える高強度鋼板は成形難度が高い（加工性が低い）ことに加え、大変形時に破断しやすい。このため、高強度鋼板は、衝撃吸収部材等の大変形時にエネルギー吸収を担う部材への適用が困難である。ここで、大変形とは９０°以上の曲げを伴う蛇腹状の座屈変形である。自動車用部品は腐食環境下にあるので高い防錆が要求される。高強度と高加工性有する鋼板として、特許文献１には、加工性に優れた鋼板に関する技術が開示されている。エネルギー吸収部材に好適な鋼板として、特許文献２には、軸圧壊特性に優れた鋼板に関する技術が開示されている。
特許第６１２３９６６号公報 特再公表２０１４−７７２９４号公報
しかしながら、特許文献１の技術は、残留オーステナイトを制御することで高い強度と優れた加工性を実現しているが、ＴＳ、均一伸び、穴広げ率（以下、λ）を全て高いレベルで同時に達成している例はない。エネルギー吸収部材用途を考慮した軸圧壊特性等について考慮されていない。
特許文献２の技術は、軸圧壊特性に優れるもののＴＳは９８０ＭＰａ級にとどまっており、部材に加工するためのλ等の加工性についても考慮されていない。
本発明は、上記課題を解決するためになされた発明であり、その目的は、強度、λ等の加工性、エネルギー吸収特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を得ることにある。
本発明者らは、上記の課題を解決するため、鋭意研究を重ねた結果、鋼板の成分組成を特定の範囲に調整した上で、鋼組織をアスペクト比が２．０以上のフェライトが１〜３５％、アスペクト比が２．０未満のフェライトが１０％以下、未再結晶フェライトが５％未満、ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトが合計で４０〜８０％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトが合計で５〜３５％、残留オーステナイトを３〜３５％、かつ残留オーステナイト中のＣ量が０．４０〜０．７０質量％とすることで１１８０ＭＰａ級においても優れた加工性とエネルギー吸収特性とが発現することを見出した。
本発明において、高強度とはＴＳが１１８０ＭＰａ以上であることを意味する。優れた加工性とは均一伸びが９．０％以上、かつ、λが３０％以上であることを意味する。優れたエネルギー吸収特性とは軸圧潰時に鋼板に大割れが生じないことを意味する。「大割れ」とは、長さが５０ｍｍ以上の割れを意味する。
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１２〜０．３０％、Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．５０％を含有し、さらに、Ｖ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％及びＮｂ：０．００５〜０．１０％から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、アスペクト比が２．０以上のフェライトが１〜３５％、アスペクト比が２．０未満のフェライトが１０％以下、未再結晶フェライトが５％未満、ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトが合計で４０〜８０％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトが合計で５〜３５％、残留オーステナイトが３〜３５％を含み、かつ残留オーステナイト中のＣ量が０．４０〜０．７０質量％である鋼組織と、を有する、高強度鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０％及びＳｂ：０．００５〜０．５０％から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］めっき層を有する、［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である、［３］に記載の高強度鋼板。
［５］［１］または［２］に記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施し、冷却し、５９０℃以下の温度で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた熱延板に、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施す冷延工程と、前記冷延工程で得られた冷延板を、８３０〜９４０℃に加熱し、該８３０〜９４０℃の温度域で１０ｓ以上保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する予備焼鈍工程と、前記予備焼鈍工程後の鋼板を、Ａｃ１＋６０℃〜Ａｃ３まで加熱し、該Ａｃ１＋６０℃〜Ａｃ３の温度域で１０ｓ以上保持した後、５５０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、５５０〜４００℃の温度域で２〜１０ｓ保持し、さらに１５０〜３７５℃までを平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却し、３００〜４５０℃に再加熱して、該３００〜４５０℃の温度域で１０〜１０００ｓ保持する本焼鈍工程と、を有する、高強度鋼板の製造方法。
［６］前記本焼鈍工程後の鋼板に、めっき処理を施す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］前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理であるか、又は溶融亜鉛めっき処理を行いさらに合金化処理を行うめっき処理である、［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、加工性およびエネルギー吸収特性に優れた高強度鋼板を得ることができる。本発明の高強度鋼板は、自動車部品用素材として好適である。
図１は、軸圧壊部品１の斜視図である。 図２は、圧壊試験体４の斜視図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。本発明は以下の実施形態に限定されない。成分組成における成分の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１２〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイトやベイナイトを生成させてＴＳを上昇させ、残留オーステナイトを得るのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．１２％未満ではこのような効果が十分得られず、所望の強度や鋼組織が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以上である必要がある。Ｃ含有量は、０．１４％以上であることが好ましく、０．１５％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると焼鈍時のオーステナイト中のＣが増加することで、ベイナイト変態やマルテンサイト変態が抑制されて所望の鋼組織が得られなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．３０％以下である必要がある。Ｃの含有量は、０．２５％以下であることが好ましく、０．２３％以下であることがより好ましい。
Ｓｉ：０．５〜３．０％
Ｓｉは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させたり、残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．５％以上である必要がある。Ｓｉ含有量は、０．６％以上であることが好ましく、０．８％以上であることがより好ましい。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると鋼が脆化して所望のエネルギー吸収特性や穴広げ性が得られなくなる。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下である必要がある。Ｓｉ含有量は、２．５％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましい。
Ｍｎ：２．０〜４．０％
Ｍｎは、マルテンサイトやベイナイトを生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が２．０％未満ではＴＳを上昇させる効果が十分に得られない。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以上である必要がある。Ｍｎ含有量は、２．１％以上であることが好ましく、２．２％以上であることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると鋼が脆化して、所望のエネルギー吸収特性や穴広げ性が得られない。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下である必要がある。Ｍｎ含有量は、３．７％以下であることが好ましく、３．４％以下であることがより好ましい。
Ｐ：０．１００％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界を脆化させてエネルギー吸収特性を劣化させるので、その量は極力低減することが望ましい。Ｐ含有量は、０．１００％以下まで許容できる。下限は、特に規定しなくてよいが、０．００１％未満では生産能率の低下を招くので、Ｐ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｓは、介在物を増加させてエネルギー吸収特性を劣化させるので、その量は極力低減することが好ましい。Ｓ含有量は、０．０２％以下まで許容できる。下限は、特に規定しなくてよいが、Ｓ含有量が０．０００１％未満であると生産能率の低下を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜１．５０％
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。Ａｌは残留オーステナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を発現させるために、Ａｌ含有量は０．０１％以上である必要がある。Ａｌ含有量は、０．０２％以上であることが好ましく、０．０３％以上であることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が１．５０％を超えるとフェライトが過剰に生成して所望の鋼組織が得られない。したがって、Ａｌ含有量は１．５０％以下である必要がある。Ａｌ含有量は、１．００％以下であることが好ましく、０．７０％以下であることがより好ましい。
Ｖ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％及びＮｂ：０．００５〜０．１０％から選ばれる少なくとも１種
Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂは、本発明の優れたエネルギー吸収特性を得るのに重要な元素である。その機構は明らかではないが、微細な炭化物が形成されることでマルテンサイト周りのボイド形成が抑制されるためと推測される。このような効果を得るために、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂから選ばれる少なくとも１種の含有量は、上記下限量以上である必要がある。一方、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂの含有量がそれぞれの上限値を超えると炭化物が粗大化して鋼中の固溶炭素量が低下し、多量にフェライトが生成して所望の鋼組織が得られない。したがって、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂはＶ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％から選ばれる少なくとも１種を含有する必要がある。
Ｖ含有量は、０．２％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は、１．０％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
Ｍｏ含有量は、０．２％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は、１．０％以下であることが好ましく、０．６％以下であることが好ましい。
Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上であることが好ましく、０．０２０％であることがより好ましい。Ｔｉ含有量は、０．０７％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
Ｎｂ含有量は、０．００７％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましい。Ｎｂ含有量は、０．０７％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂを、上記下限量未満で含む場合、これらの元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
必要に応じて以下の元素の少なくとも１種を任意成分として適宜含有させることができる。
Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０％及びＳｂ：０．００５〜０．５０％
Ｃｒ、Ｎｉ及びＣｕは、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るために、Ｃｒ、Ｎｉ及びＣｕ含有量は、それぞれの下限量以上であることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ及びＣｕの含有量がそれぞれの上限量を超えると、穴広げ性の低下を招く場合があるので好ましくない。
Ｃｒ含有量は、０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０２０％以上であることが特に好ましい。Ｃｒ含有量は、１．５％以下であることがより好ましく、１．０％以下であることが特に好ましい。
Ｎｉ含有量は、０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０２０％以上であることが特に好ましい。Ｎｉ含有量は、１．５％以下であることがより好ましく、１．０％以下であることが特に好ましい。
Ｃｕ含有量は、０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０２０％以上であることが特に好ましい。Ｃｕ含有量は、１．５％以下であることがより好ましく、１．０％以下であることが特に好ましい。
Ｂは、鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることが特に好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると介在物が増加して、穴広げ性が低下する場合がある。このため、Ｂ含有量は、０．００５０％以下であることが好ましく、０．００４０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることが特に好ましい。
Ｃａ、ＲＥＭは、介在物の形態制御により穴広げ性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るために、Ｃａ、ＲＥＭ含有量は、それぞれ０．００１％以上であることが好ましく、０．００２以上であることがより好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭ含有量がそれぞれ０．００５％を超えると、介在物量が増加して穴広げ性が低下する場合がある。このため、Ｃａ、ＲＥＭ含有量は、それぞれ０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下であることがより好ましい。
Ｓｎ、Ｓｂは、脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るために、Ｓｎ、Ｓｂ含有量は、それぞれ０．００５％以上であることがこのましく、０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることが特に好ましい。一方、Ｓｎ、Ｓｂ含有量がそれぞれの上限量を超えると、粒界脆化により曲げ性が低下する。このため、Ｓｎ、Ｓｂ含有量は、それぞれ０．５０％以下であることが好ましく、０．４５％以下であることがより好ましく、０．４０％以下であることが特に好ましい。
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。上記任意成分を下限量未満含む場合、その成分は不可避的不純物として含まれるものとする。不可避的不純物として、その他の元素としてＺｒ、Ｍｇ、Ｌａ及びＣｅを合計で０．００２％以下含んでもよい。Ｎを不可避的不純物として０．０１０％以下含んでもよい。
次いで、本発明の高強度鋼板の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、面積率で、アスペクト比が２．０以上のフェライトが１〜３５％、アスペクト比が２．０未満のフェライトが１０％以下、未再結晶フェライトが５％未満、ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトが合計で４０〜８０％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトが合計で５〜３５％、残留オーステナイトを３〜３５％含み、かつ残留オーステナイト中のＣ量が０．４０〜０．７０質量％である。
アスペクト比が２．０以上のフェライト：１〜３５％
アスペクト比が２．０以上のフェライトは、本焼鈍のＡｃ１＋６０℃〜Ａｃ３に保持中に生成し、続く冷却保持の際にベイナイト変態を促進し、適正な残留オーステナイトを得るのに必要となる。さらに、アスペクト比が２．０以上のフェライトは、大変形時のひずみを担い、優れたエネルギー吸収特性を発現させる。このような効果を発現させるために、アスペクト比が２．０以上のフェライトの面積率は、１％以上である必要がある。アスペクト比が２．０以上のフェライトの面積率は、３％以上であることが好ましく、５％以上であることがより好ましい。一方、アスペクト比が２．０以上のフェライトの面積率が３５％を超えると、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、エネルギー吸収特性との両立が困難になる。したがって、アスペクト比が２．０以上のフェライトの面積率は、３５％以下である必要がある。アスペクト比が２．０以上のフェライトの面積率は、３０％以下であることが好ましく、２５％以下であることがより好ましい。本発明においてアスペクト比が２．０以上のフェライトには未再結晶フェライトを含まない。本発明の鋼組織において、通常、アスペクト比は１０以下である。
アスペクト比が２．０未満のフェライト：１０％以下
アスペクト比が２．０未満のフェライトは、上記ベイナイト変態促進効果や変形時のひずみを担う効果が小さく、強度低下や穴広げ性の低下を招くので、その分率は低いことが好ましい。このため、アスペクト比が２．０未満のフェライトの面積率は、０％でよいが、本発明では１０％まで許容できる。したがって、アスペクト比が２．０未満のフェライトの面積率は、１０％以下である必要がある。アスペクト比が２．０未満のフェライトの面積率は、８％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
未再結晶フェライト：５％未満
未再結晶フェライトは、穴広げ性を低下させるので、極力少なくすることが好ましい。このため、未再結晶フェライトの面積率は、０％でよいが、本発明では５％未満まで許容できる。したがって、未再結晶フェライトの面積率は、５％未満である必要がある。未再結晶フェライトの面積率は、３％以下であることが好ましく、１％以下であることがより好ましい。
ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトの合計：４０〜８０％
中間的な強度と延性をもつベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトを所定量含有させることで安定的なエネルギー吸収特性が得られる。このような効果を得るために、ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトの面積率の合計は、４０％以上である必要がある。ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトの面積率の合計は、４５％以上であることが好ましく、５０％以上であることがより好ましい。一方、ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトの面積率の合計が８０％を超えると本発明の均一伸びが得られなくなる。したがって、ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトの面積率の合計は８０％以下である必要がある。ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトの面積率の合計は、７５％以下であることが好ましく、７０％以下であることがより好ましい。
フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計：５〜３５％
フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトは、均一伸びを高めるのに有効な組織である。フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の合計が５％未満では本発明の均一伸びが得られない。このため、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の合計は、５％以上である必要がある。フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の合計は、８％以上であることが好ましく、１０％以上であることがより好ましい。一方、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の合計が３５％を超えると軸圧潰の際に大きな亀裂を生じてエネルギー吸収特性が得られない。したがって、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の合計は、３５％以下である必要がある。フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の合計は、３０％以下であることが好ましく、２５％以下であることがより好ましい。
残留オーステナイト：３〜３５％
残留オーステナイトは、エネルギー吸収特性を得るのに必要な組織である。このような効果を得るために、残留オーステナイトの面積率は、３％以上である必要がある。残留オーステナイトの面積率は、４％以上であることが好ましく、５％以上であることがさらに好ましい。一方、残留オーステナイトの面積率が３５％を超えると軸圧潰の際に大きな亀裂を生じてエネルギー吸収特性が得られない。したがって、残留オーステナイトの面積率は、３５％以下である必要がある。残留オーステナイトの面積率は、３０％以下であることが好ましく、２５％以下であることがより好ましい。
残留オーステナイト中のＣ量：０．４０〜０．７０質量％
残留オーステナイト中のＣ量が０．４０質量％未満であると本発明の均一伸びが得られない。このため、残留オーステナイト中のＣ量は、０．４０質量％以上である必要がある。残留オーステナイト中のＣ量は、０．４５質量％以上であることが好ましく、０．４８質量％以上であることがより好ましい。一方、残留オーステナイト中のＣ量が０．７０質量％を超えると本発明のエネルギー吸収特性が得られない。したがって、残留オーステナイト中のＣ量は、０．７０質量％以下である必要がある。残留オーステナイト中のＣ量は０．６５質量％以下であることが好ましく０．６０質量％以下であることがより好ましい。
本発明では、基本的にパーライトは含有しないが、パーライトは好ましくないため、その量は面積率で３％以下とすることが好ましい。
上記以外のその他の組織は、合計で３％まで許容できる。
本発明においてフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことである。これらの面積率は、焼鈍後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３質量％ナイタールで腐食させ、鋼板表面近傍および鋼板表面から板厚方向に３００μｍの位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、視野の平均面積率を各組織の面積率とする。画像データにおいて、フェライトは、曲線的な粒界を多く有する黒色で表される。フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトは、白または明灰色で表される。ベイナイトは、直線的な粒界を多く有する暗灰色で表される。炭化物を含むマルテンサイトは灰色または暗灰色で表される。未再結晶フェライトは亜粒界を含むので、その他のフェライトと区別できる。本発明において、炭化物を含むマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトである。本発明において炭化物は、白色の点または線状として区別できる。本発明では基本的には含有しないが、パーライトは、黒色と白色の層状組織として区別できる。アスペクト比は、結晶粒の短軸と長軸の長さの比とする。
残留オーステナイト中のＣ量は、Ｘ線回折装置でＣｏのＫα線を用い、（２２０）面の回折ピークのシフト量と、下記［１］、［２］式を用いて算出する。
ａ＝１．７８８９×（２）１／２／ｓｉｎθ・・・［１］
ａ＝３．５７８＋０．０３３［Ｃ］＋０．０００９５［Ｍｎ］＋０．０００６［Ｃｒ］＋０．０２２［Ｎ］＋０．００５６［Ａｌ］＋０．００１５［Ｃｕ］＋０．００３１［Ｍｏ］・・・［２］
［１］式において、ａはオーステナイトの格子定数（Å）であり、θは（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）である。［２］式において、［Ｍ］はオーステナイト中の元素Ｍの質量％である。本発明では残留オーステナイト中の元素Ｍの質量％は鋼全体に占める質量％とした。
本発明の高強度鋼板は、表面にめっき層を有する高強度鋼板であってもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミめっき層等であってよい。めっき層は、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施してなる合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。
本発明の高強度鋼板は、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０−３／ｓとするＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行って求めたＴＳが１１８０ＭＰａ以上である。高強度鋼板のＴＳは、他の特性との調和の観点から１３００ＭＰａ以下であることが好ましい。
本発明の高強度鋼板は、上記引張試験で求めた均一伸び（ＵＥＬ）が９．０％以上である。引張試験で求めた均一伸びは、他の特性との調和の観点から１５．０％以下であることが好ましい。
本発明の高強度鋼板は、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＦＳＴ １００１（日本鉄鋼連盟規格、２００８年）に準拠して６０゜円錐ポンチを用いて穴拡げ試験を３回行って求めた平均穴拡げ率（％）が３０％以上である。平均穴拡げ率（％）は、他の特性との調和の観点から６０％以下であることが好ましい。
本発明の高強度鋼板は、エネルギー吸収特性に優れる。具体的には実施例で測定評価したエネルギー吸収特性の評価が「合格」となる。評価を「合格」にするには、鋼組織における上記各組織の割合を、上記特定の範囲にすることが必要である。
次いで、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度鋼板の製造方法は、熱延工程と、冷延工程と、予備焼鈍工程と、本焼鈍工程とを有する。必要に応じてめっき工程を有してもよい。以下、各工程について説明する。製造条件に示した各温度は、いずれも鋼板の表面温度である。
熱延工程とは、上記成分組成を有するスラブに熱間圧延を施し、冷却し、５９０℃以下の温度で巻き取る工程である。
本発明において、スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造してもよい。スラブを熱間圧延するには、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよく、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行ってもよい。あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスを適用してもよい。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止するため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下であることが好ましい。スラブ温度はスラブ表面の温度である。スラブを熱間圧延する際は、粗圧延後の粗バーを加熱してもよい。粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う連続圧延プロセスを適用してもよい。熱間圧延においては圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０〜０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
熱間圧延の条件は特に限定されず、通常の熱間圧延条件で熱間圧延を行ってよい。通常の熱間圧延の条件としては、例えば、粗圧延温度が１０００〜１１００℃、圧延パス数が５〜１５、仕上げ圧延温度が８００〜１０００℃である。
熱間圧延後の冷却の冷却速度は特に限定されず、ここでの冷却は通常の熱間圧延後の冷却であり、平均冷却速度は２０〜５０℃／ｓであってよい。冷却停止温度は、下記の巻取温度である。
巻取り温度：５９０℃以下
巻取り温度が５９０℃を超えるとＶ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂの粗大炭化物が生成して鋼中の固溶炭素が減少し、焼鈍後に所望の鋼組織が得られない。したがって、巻取温度は５９０℃以下である必要がある。下限は特に規定しなくてよいが、形状安定性の観点から、巻取温度は４００℃以上であることが好ましい。巻取後に、酸洗等によりスケールを除去することが好ましい。
冷延工程とは、熱延工程で得られた熱延板に、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施す工程である。
冷間圧下率：２０％以上
冷間圧下率が２０％未満では未再結晶フェライトが生成して、所望の鋼組織が得られない。したがって、冷間圧下率は、２０％以上である必要があり、３０％以上であることが好ましい。上限は特に規定しなくてよいが、形状安定性等の観点から、冷間圧下率は９０％以下であることが好ましく、７０％以下であることがより好ましい。
予備焼鈍工程とは、冷延工程で得られた冷延板を、８３０〜９４０℃に加熱し、該８３０〜９４０℃の温度域で１０ｓ以上保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する工程である。
予備焼鈍温度：８３０〜９４０℃
予備焼鈍温度が８３０℃未満ではアスペクト比２．０未満のフェライトが多量に生成して所望の鋼組織が得られない。一方、予備焼鈍温度が９４０℃を超えると、フェライトが増大し、炭化物を含むベイナイトおよび炭化物を含む焼戻しマルテンサイトが得られなくなる。したがって、予備焼鈍温度は８３０〜９４０℃である必要がある。
予備焼鈍保持時間：１０ｓ以上
８３０〜９４０℃の温度域での保持時間である予備焼鈍保持時間が１０ｓ未満ではオーステナイトの生成が不十分となり、アスペクト比が２．０未満のフェライトが多量に生成して所望の鋼組織が得られない。したがって、予備焼鈍保持時間は１０ｓ以上である必要があり、３０ｓ以上であることが好ましい。上限は、特に規定しなくてよいが、予備焼鈍保持時間が１０００ｓを超えると生産性が低下するので、予備焼鈍保持時間は、１０００ｓ以下であることが好ましく、５００ｓ以下であることがより好ましい。
予備焼鈍温度域での上記保持後、５５０℃以下までの平均冷却速度：５℃/s以上
予備焼鈍温度域での保持後、５５０℃までの平均冷却速度が５℃／s未満ではフェライト（アスペクト比が２．０未満のフェライト）が過剰に生成して所望の鋼組織が得られない。したがって、平均冷却速度は５℃／ｓ以上である必要があり、８℃／ｓ以上であることが好ましい。上限は特に規定しなくてよいが、形状安定性等の観点から、平均冷却速度は１００℃／ｓ未満であることが好ましい。平均冷却速度は、予備焼鈍温度域での保持温度と５５０℃との温度差を、本焼鈍温度域での保持温度（冷却開始温度）から５５０℃まで冷却するのにかかった時間で割って算出できる。
上記冷却の冷却停止温度は、１０〜５５０℃であることが好ましい。本冷却速度を得るためには予備焼鈍工程は連続焼鈍等で行うことが好ましく、箱型焼鈍は好ましくない。
上記冷却において、１００〜４５０℃の温度域で３０ｓ以上保持し、その後室温（１０〜３０℃）まで冷却することが好ましい。５５０℃以下の範囲であれば、一度冷却停止した後、再加熱保持等を行ってもよい。例えば、Ｃ量の局所濃化制御による本焼鈍時の逆変態を制御する目的で、あるいは形状安定化の目的等で、３００℃以下で一度冷却停止した後、５５０℃以下の温度に再加熱保持してもよい。
本焼鈍工程とは、予備焼鈍工程後の鋼板を、Ａｃ１＋６０℃〜Ａｃ３まで加熱し、このＡｃ１＋６０℃〜Ａｃ３の温度域で１０ｓ以上保持した後、５５０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、５５０〜４００℃の温度域で２〜１０ｓ保持し、さらに１５０〜３７５℃までを平均５℃／ｓ以上で冷却し、３００〜４５０℃に再加熱して、この３００〜４５０℃の温度域で１０〜１０００ｓ保持する工程である。予備焼鈍を施さない場合には、アスペクト比が２．０以上のフェライトが十分得られず、未再結晶フェライトが増大し、本発明のエネルギー吸収特性や穴広げ性が得られない。
本焼鈍温度：Ａｃ１＋６０℃〜Ａｃ３
本焼鈍温度がＡｃ１＋６０℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となり所望の鋼組織が得られない。一方、Ａｃ３超となるとアスペクト比が２．０以上のフェライトが十分に得られない。したがって、本焼鈍温度はＡｃ１＋６０℃〜Ａｃ３である必要がある。Ａｃ１とはオーステナイト生成開始温度であり、Ａｃ３とはオーステナイト生成完了温度である。
本焼鈍保持時間：１０ｓ以上
Ａｃ１＋６０℃〜Ａｃ３の温度域での保持時間である本焼鈍保持時間が１０ｓ未満ではオーステナイトの生成が不十分となり、所望の鋼組織が得られない。したがって、本焼鈍保持時間は１０ｓ以上である必要があり、３０ｓ以上であることが好ましい。上限は特に規定しなくてよいが、本焼鈍保持時間が１０００ｓを超えると生産性が低下するので、本焼鈍保時時間は１０００ｓ以下であることが好ましく、５００ｓ以下であることがより好ましい。
本焼鈍温度域での保持から５５０℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
本焼鈍温度域の保持から５５０℃までの平均冷却速度が１０℃／s未満ではフェライトが過剰に生成して所望の鋼組織が得られない。したがって、本焼鈍温度域で保持後５５０℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上である必要があり、２０℃／ｓ以上であることが好ましい。上限は特に規定しなくてよいが、形状安定性の観点から、本焼鈍温度域の保持から５５０℃までの平均冷却速度は１００℃／ｓ未満であることが好ましい。５５０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の条件で行う冷却を第１冷却とする。平均冷却速度は、本焼鈍温度域での保持温度と５５０℃との温度差を、本焼鈍温度域での保持温度（冷却開始温度）から５５０℃まで冷却するのにかかった時間で割って算出できる。
４００〜５５０℃での保持時間：２〜１０ｓ
５５０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の第１冷却では、冷却停止温度を４００〜５５０℃の範囲とし、４００〜５５０℃での保持時間は２〜１０ｓである必要がある。４００〜５５０℃の温度域で２〜１０ｓ保持することで、オーステナイトへのＣの濃化が促進され、その後のベイナイトの変態量、マルテンサイトの変態量、および、残留オーステナイト中のＣ量を制御して所望の鋼組織が得られる。一方、４００〜５５０℃での保持時間が２ｓ未満であると、このような効果が不十分となり所望の鋼組織が得られない。４００〜５５０℃での保持時間が１０ｓを超えると、過剰なベイナイト生成を招き、残留オーステナイト中のＣ量が所望の範囲にならない。したがって、４００〜５５０℃での保持時間は２〜１０ｓである必要があり、２〜８ｓであることが好ましく、２〜５ｓであることがより好ましい。
上記保持後の冷却の平均冷却速度：５℃／ｓ以上
４００〜５５０℃で保持した後、さらに、冷却停止温度まで冷却を行う。この冷却を第２冷却とする。第２冷却の平均冷却速度が５℃／ｓ未満であるとベイナイトが過剰に生成して残留オーステナイト中のＣ量が所望の範囲にならない。したがって、４００〜５５０℃での保持後の冷却停止温度までの平均冷却速度は、５℃／ｓ以上である必要がある。上限は特に規定しなくてよいが、形状安定性の観点から１００℃／ｓ未満が好ましい。平均冷却速度は、保持温度と冷却停止温度との温度差を、保持温度（冷却開始温度）から冷却停止温度まで冷却するのにかかった時間で割って算出できる。
第２冷却の冷却停止温度：１５０〜３７５℃
冷却停止温度が１５０℃未満であると過剰に焼戻しマルテンサイトが生じ、本発明のフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られない。一方、冷却停止温度が３７５℃を超えると炭化物を含むベイナイトや炭化物を含む焼戻しマルテンサイトが得られず、残留γ中のＣ量が低下する。したがって、冷却停止温度は、１５０〜３７５℃であることが必要であり、１８０〜３００℃であることが好ましい。
再加熱温度：３００〜４５０℃
再加熱温度が３００℃未満あるいは４５０℃を超えると、ベイナイト変態が抑制されて、残留オーステナイト中のＣ量が所望の範囲にならない。したがって、再加熱温度は３００〜４５０℃である必要があり、３２５〜４２５℃であることが好ましい。
再加熱保持時間：１０〜１０００ｓ
再加熱保持時間が１０ｓ未満であるとベイナイト変態が不足して残留オーステナイト中のＣ量が所望の範囲にならない。一方、再加熱保持時間が１０００ｓを超えると、パーライトや過剰なベイナイト変態を招いて、所望の鋼組織が得られない。したがって、再加熱保持時間は１０〜１０００ｓである必要があり、２０〜３００ｓであることが好ましい。
めっき工程とは、本焼鈍工程後の鋼板に、めっき処理を施す工程であり、必要に応じて行われる。めっき処理の方法は、形成するめっき層に応じて、通常の方法を採用してよい。溶融亜鉛めっき処理の場合には、その後に合金化処理を行ってもよい。
以下、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを１２００℃に加熱後粗圧延し、表２、３に示す条件で熱間圧延を施し熱延板とした。次いで、１．０ｍｍまで冷間圧延して冷延板とした。得られた冷延板を焼鈍に供した。焼鈍は実験室にて熱処理およびめっき処理装置を用いて表２に示す条件で行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、冷延鋼板（ＣＲ）１〜４５を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は、４６５℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたりの付着量が４０〜６０ｇ／ｍ２であるめっき層を鋼板両面に形成させて作製した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、４６５℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたりの付着量が４０〜６０ｇ／ｍ２であるめっき層を鋼板両面に形成させた後、５４０℃で１〜６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。めっき処理後は８℃／ｓで室温まで冷却した。
得られた鋼板について、以下の試験方法にしたがい、引張特性、穴広げ性、エネルギー吸収特性を評価した。鋼組織の面積率および残留オーステナイト中のＣ量は、前述した方法で測定した。これらの結果を表４に示す。
＜引張試験＞
鋼板より圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０−３／ｓとするＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳおよび均一伸びを求めた。本実施例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、均一伸び（ＵＥＬ）が９．０％以上を合格とした。
＜穴広げ性＞
１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＦＳＴ １００１（日本鉄鋼連盟規格、２００８年）に準拠して６０゜円錐ポンチを用いて穴拡げ試験を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。本実施例では、穴拡げ率が３０％以上を良好とした。
＜エネルギー吸収特性＞
鋼板から、圧延方向と直角方向を幅方向とする幅が１２０ｍｍ、長さが７８ｍｍの試験片と幅が１２０ｍｍ、長さが１５０ｍｍの試験片を採取した。曲げ半径を３ｍｍとした曲げ加工およびレーザー溶接により、軸圧壊部品１を作製した。図１は、軸圧壊部品１の斜視図である。その後、軸圧壊部品１と地板２とをＴＩＧ溶接３により接合して、圧壊試験体４を作製した。図２は、圧壊試験体４の斜視図である。
エネルギー吸収特性は、圧壊試験体４を用いた圧壊試験により評価した。圧壊試験は、上方からインパクターを衝突速度１０ｍ／ｓで圧壊試験体４に等速衝突させ、８０ｍｍ圧壊させた。圧壊後、圧壊試験体４が蛇腹状に潰れ、長さ５０ｍｍ以上の割れが認められない場合を「合格」とし、長さ５０ｍｍ以上の割れが認められた場合を「不合格」とした。
発明例では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、均一伸びが９．０％以上、および、穴拡げ率が３０％以上であり、優れたエネルギー吸収特性を有する高強度鋼板が得られた。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望のＴＳ、均一伸び、穴拡げ性、エネルギー吸収特性のいずれか１つ以上が得られなかった。
１ 軸圧壊部品
２ 地板
３ ＴＩＧ溶接
４ 圧壊試験体

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１２〜０．３０％、
    Ｓｉ：０．５〜３．０％、
    Ｍｎ：２．０〜４．０％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１〜１．５０％を含有し、
    さらに、
    Ｖ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％及びＮｂ：０．００５〜０．１０％から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    面積率で、
    アスペクト比が２．０以上のフェライトを１〜３５％、
    アスペクト比が２．０未満のフェライトを１０％以下、
    未再結晶フェライトを５％未満、
    ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトを合計で４０〜８０％、
    フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトを合計で５〜３５％、
    残留オーステナイトを３〜３５％含み、
    かつ残留オーステナイト中のＣ量が０．４０〜０．７０質量％である鋼組織と、を有する、高強度鋼板。
  2. さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０％及びＳｂ：０．００５〜０．５０％から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. めっき層を有する、請求項１又は請求項２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項３に記載の高強度鋼板。
  5. 請求項１または２に記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施し、冷却し、５９０℃以下の温度で巻き取る熱延工程と、
    前記熱延工程で得られた熱延板に、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施す冷延工程と、
    前記冷延工程で得られた冷延板を、８３０〜９４０℃に加熱し、該８３０〜９４０℃の温度域で１０ｓ以上保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する予備焼鈍工程と、
    前記予備焼鈍工程後の鋼板を、Ａｃ１＋６０℃〜Ａｃ３まで加熱し、該Ａｃ１＋６０℃〜Ａｃ３の温度域で１０ｓ以上保持した後、５５０℃までを１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、５５０〜４００℃の温度域で２〜１０ｓ保持し、さらに１５０〜３７５℃までを平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却し、３００〜４５０℃に再加熱して、該３００〜４５０℃の温度域で１０〜１０００ｓ保持する本焼鈍工程と、を有し、
    面積率で、アスペクト比が２．０以上のフェライトを１〜３５％、アスペクト比が２．０未満のフェライトを１０％以下、未再結晶フェライトを５％未満、ベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトを合計で４０〜８０％、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトを合計で５〜３５％、残留オーステナイトを３〜３５％含み、かつ残留オーステナイト中のＣ量が０．４０〜０．７０質量％である鋼組織を有する、高強度鋼板の製造方法。
  6. 前記本焼鈍工程後の鋼板に、めっき処理を施す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。
  7. 前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理であるか、又は溶融亜鉛めっき処理を行いさらに合金化処理を行うめっき処理である、請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
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