JP6652230B1 - 高強度鋼板 - Google Patents

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．００〜５．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／９０＋Ｍｎ／１００＋１．５Ｐ＋３Ｓで定義されるＣｅｑが０．２１未満であり、面積率で９８％以上のマルテンサイトを含有し、残部組織が面積率で２％以下であり、Ｓ＝Ｓｙ2／Ｓｘ2（Ｓｘ2は板幅方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｙ2は板厚方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値である）で定義される２次元均質分散比Ｓが０．８５以上１．２０以下であり、引張強度が１２００ＭＰａ以上の高強度鋼板である高強度鋼板が提供される。

Description

本発明は、高強度鋼板、具体的には引張強度が１２００ＭＰａ以上であって、主としてプレス加工されて使用される自動車等の構造部材に好適な、焼付硬化性及び溶接性に優れた高強度鋼板に関するものである。
本願は、２０１８年７月２７日に、日本に出願された特願２０１８−１４１２２６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車鋼板においては、車体の軽量化及び安全性確保のため、一層の高強度化が要求されている。鋼板を高強度化すると一般に延性が低下するため、冷間プレス成形が困難になる。そのため、成形加工時には比較的軟質で成形しやすく、成形加工後の強度が高い材料、つまり焼付硬化性に優れる材料が求められている。
ここでいう焼付硬化性に優れる材料とは、焼付硬化量及び焼付硬化後の強度が高い材料のことである。
前記焼付硬化は、プレス成形（以下、「予ひずみ」ともいう）によって入る転位に、１５０℃〜２００℃の塗装焼付時に侵入型元素（炭素や窒素）が拡散して当該転位を固着することで生ずるひずみ時効現象である。
非特許文献１に示すように、焼付硬化量は固溶している侵入型元素の量、つまり固溶炭素量に依存する。そのため、固溶できる炭素量が少ないフェライトより固溶できる炭素量が多いマルテンサイトにおいて焼付硬化量が高くなる。これに関連して、例えば、特許文献１には、ベイナイト及びマルテンサイトを主体とする高強度鋼板が開示されており、当該特許文献１に開示される高強度鋼板においては、鋼材に所定の処理を施して転位密度を増加させることにより焼付硬化性を向上させている。これらを考慮すると、同じマルテンサイトでも、添加炭素の濃度を高めることで焼付硬化量が高くなると考えられる。
一方で、炭素や合金元素を添加しすぎると、一般に溶接性が劣化する。溶接性の指標の一つとして、炭素当量（Ｃｅｑ）がある。これは、鋼板に含まれる成分比率から、溶接性を見積もる方法である。例えば、Ｃｅｑは、ＪＩＳ規格により次式で定められている。ここで、式中の各元素記号には各元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
しかし、上記式は建材に用いられる高炭素厚鋼板の評価に適するが、自動車用鋼板には適切でないと言われている。そこで、非特許文献２に示すように、小野によって、次式に示すＣｅｑが提案されている。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／９０＋（Ｍｎ＋Ｃｒ）／１００＋１．５Ｐ＋３Ｓ
一般的に、Ｃｅｑが高くなるほど溶接が困難になる。したがって、溶接性を向上させるためには、上記式に含まれる元素を低減することが重要である。従来の自動車用高強度鋼板においては、Ｃ含有量に上限を設け、他の合金元素で強度を補うことによって溶接性を確保している。このような技術は、例えば特許文献２に開示されている。つまり、添加炭素濃度を減らすことによって溶接性が確保される。また、溶接後の特性の確保も重要である。例えば母相に島状マルテンサイト（ＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を含む組織では、ＭＡが母相よりも硬質な組織であるために、脆化相として作用し、溶接後の靱性を悪くする。
このように、合金成分の観点からは、焼付硬化性と溶接性を両立させるのは困難である。
また、特許文献１に記載の高強度鋼板においては、上記のとおり、マルテンサイトやベイナイトを主体とするだけでなく、転位密度を高めることによって焼付硬化性を向上させている。しかしながら、一般的に、転位密度が高い鋼は非特許文献３に示すように、熱ひずみ脆化を引き起こすため、溶接性が悪い。
一方で、特許文献３に記載の発明においては、母相を焼き戻しマルテンサイト又はベイナイト等として、金属炭化物を析出させることによって溶接性を確保している。しかしながら、特許文献３に記載の発明では、焼き戻し工程があるため、固溶炭素が減少してしまい、焼付硬化性が悪化するという問題がある。
このように、合金成分の観点だけでなく、転位密度の観点からも焼付硬化性と溶接性を両立させるのは困難である。
日本国特開２００８−１４４２３３号公報 日本国特開平３−１８０４４５号公報 日本国特開２００７−３０８７４３号公報
Ｋ．Ｎａｋａｏｋａ，ｅｔ ａｌ．，「Ｓｔｒｅｎｇｔｈ，Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ａｎｄ Ａｇｉｎｇ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ−Ａｎｎｅａｌｅｄ Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌｓ」，Ｆｏｒｍａｂｌｅ ＨＳＬＡ ａｎｄ Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌｓ，Ｍｅｔａｌｌ．Ｓｏｃ．ｏｆ ＡＩＭＥ，（１９７７）１２６−１４１ 小野守章，「自動車用高強度薄鋼板のスポット溶接性」，溶接技術，５１（３）（２００３）７７−８２ 佐藤邦彦ら，日本造船学会論文集，１４２（１９７７）１７３−１８１
今後更なる高強度化の要求に応えるために優れた焼付硬化性を確保すべく、炭素濃度を高めなければならない。しかし、その結果、Ｃｅｑが高まり、溶接性が悪くなるという問題がある。また、転位密度の観点からも、焼付硬化性と溶接性の両立は困難である。
したがって、本発明は、高い焼付硬化性を有しかつ優れた溶接性を持つ高強度鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、下記２つのアプローチで上記焼付硬化性と溶接性を確保しようと試みた。
（１）合金成分を適切に制御することでＣｅｑを抑えて溶接性を確保すること。
（２）適切な固溶炭素量を確保するために、焼き入れままマルテンサイトを母相とすることで焼付硬化性を獲得すること。
しかし、これだけでは目標とする焼付硬化後の引張強度は得られなかった。詳細に調査をしたところ、焼付硬化後の変形組織が不均一であったことから、本発明者らは、マルテンサイト中の硬度差により、予ひずみが不均一に入ったために、全てのマルテンサイトを焼付硬化に用いることができず、焼付硬化性が劣化すると考えた。そして、本発明者らは、この不均一な硬度差は、Ｍｎのミクロ偏析から発生するものであることを見出した。一般的にミクロ偏析は凝固時から発生する合金元素濃度が不均一に分布する現象であり、板厚方向に垂直な面が層状に連なっている。
そこで、本発明者らは、熱延工程を制御して、Ｍｎのミクロ偏析を均一な構造にすることで抑制し、予ひずみが均一に入ることで、焼付硬化性が大きく向上することを見出した。また、均一な構造にすることで、ＭＡができにくくなり、溶接性も向上した。
このようにして、上記目的を達成し得た本発明の焼付硬化性及び溶接性に優れる高強度鋼板は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：２．００〜５．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．２１未満であり、
面積率で９８％以上のマルテンサイトを含有し、残部組織が面積率で２％以下であり、
式（２）で定義される２次元均質分散比Ｓが０．８５以上１．２０以下であり、
引張強度が１２００ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／９０＋（Ｍｎ＋Ｃｒ）／１００＋１．５Ｐ＋３Ｓ 式（１）
Ｓ＝Ｓｙ2／Ｓｘ2 式（２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入され、元素を含まない場合は０が代入され、式（２）中のＳｘ2は板幅方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｙ2は板厚方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値である。
（２）前記残部組織が存在する場合には、前記残部組織が残留オーステナイトからなる、（１）に記載の高強度鋼板。
（３）更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下
の１種又は２種を合計で０．１００％以下含有する、（１）又は（２）に記載の高強度鋼板。
（４）更に、質量％で、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下の１種又は２種を合計で１．０００％以下含有する、（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
（５）更に、質量％で、
Ｗ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下
希土類金属（ＲＥＭ）：０．０１０％以下
の１種又は２種以上を合計で０．０１０％以下含有する、（１）乃至（４）のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
（６）更に、質量％で、Ｂ：０．００３０％以下を含有する、（１）乃至（５）のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
（７）更に、質量％で、Ｃｒ：１．０００％以下を含有する、（１）乃至（６）のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
本発明によれば、合金成分を制御した焼き入れままマルテンサイトにおいて、Ｍｎのミクロ偏析を均一な構造にすることで、溶接性に優れ、高い焼付硬化性を有する高強度鋼板、具体的には焼付硬化後の引張強度が１３５０ＭＰａに到達する高強度鋼板を提供することができる。プレス後、塗装時に焼付を受けることで高強度化するので、自動車等の分野の構造分野として適している。
＜高強度鋼板＞
本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：２．００〜５．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．２１未満であり、
面積率で９８％以上のマルテンサイトを含有し、残部組織が面積率で２％以下であり、
式（２）で定義される２次元均質分散比Ｓが０．８５以上１．２０以下であり、
引張強度が１２００ＭＰａ以上であることを特徴としている。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／９０＋（Ｍｎ＋Ｃｒ）／１００＋１．５Ｐ＋３Ｓ 式（１）
Ｓ＝Ｓｙ2／Ｓｘ2 式（２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入され、元素を含まない場合は０が代入され、式（２）中のＳｘ2は板幅方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｙ2は板厚方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値である。
まず、本発明の実施形態に係る高強度鋼板及びその製造に用いるスラブの化学成分組成について説明する。以下の説明において、高強度鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．０５％〜０．１５％）
Ｃは、固溶炭素量を高め、焼付硬化性を高める作用を有する。また、焼き入れ性を高め、マルテンサイト組織に含有させることにより強度を高める作用を有する。Ｃ含有量は０．０５％未満であれば、十分な固溶炭素量が確保できず、焼付硬化量が減少する。よって、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％超では、溶接中に低い融点を有するケイ酸塩を生成して、溶接継ぎ目の品質に影響を与える。また、強度が高すぎて成形性が担保できない。従って、Ｃ含有量は０．１５％以下とし、好ましくは０．１３％未満、０．１２％以下、０．１１％以下、又は０．１０％以下とする。
（Ｓｉ：１．５％以下）
Ｓｉは固溶強化元素であり、強度の低下因子であるセメンタイト析出を抑制する役割を持つ。そのため、本発明の高強度鋼板に含まれていてもよい。一方、Ｓｉ含有量が１．５％超では、表面性状が劣化したりしてしまう。従って、Ｓｉ含有量は１．５％以下とし、好ましくは１．２％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、溶鋼の脱酸剤として機能することから、その含有量を０．０１％以上としてもよい。
（Ｍｎ：２．００％〜５．００％）
Ｍｎは焼き入れ性向上元素であり、冷却速度を限定せずマルテンサイト組織にするために必要な元素である。この作用を有効に発揮するには、Ｍｎ含有量は２．００％以上とし、好ましくは２．５０％以上とする。しかし、過剰のＭｎの含有は、ＭｎＳの析出により低温靱性が低下するため、５．００％以下、好ましくは４．５０％以下とする。
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．１００％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０３０％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。また、Ｐは強度の向上に寄与するため、このような観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。Ｓ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。特に、Ｓ含有量が０．０１０％超で、溶接性の低下及び低温靱性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００３％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
（Ａｌ：０．００１％〜２．０００％）
Ａｌは、脱酸に対して効果を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２．０００％超では、溶接性が低下したり、酸化物系介在物が増加して表面性状が劣化したりする。従って、Ａｌ含有量は２．０００％以下、好ましくは１．０００％以下とする。
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１０％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００６％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
本発明の高強度鋼板及びその製造に用いるスラブの基本成分組成は上記の通りである。さらに本発明の高強度鋼板及びその製造に用いるスラブは、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。
（Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下）
Ｔｉ及びＮｂは強度の向上に寄与する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ若しくはＮｂの含有量、又はこれらの２種の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ｔｉ若しくはＮｂの含有量、又はこれらの２種の組み合わせの合計含有量が０．１００％超では、熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｔｉ含有量若しくはＮｂ含有量、又はこれらの２種の組み合わせの合計含有量は０．１００％以下とする。つまり、各成分単独の場合の制限範囲を、Ｔｉ：０．００３％〜０．１００％及びＮｂ：０．００３％〜０．１００％とすると共に、これらを組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００３〜０．１００％とすることが好ましい。
（Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下）
Ｃｕ、Ｎｉは強度の向上に寄与する。従って、Ｃｕ、Ｎｉ又はこれらの組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｕ及びＮｉの含有量は、各成分単独の場合、０．００５〜１．０００％が好ましい範囲であり、これら２種を組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５％以上１．０００％以下が満たされることが好ましい。一方、Ｃｕ及びＮｉの含有量、又はこれら２種を組み合わせた場合の合計含有量が１．０００％超では、上記作用による効果が飽和して、徒にコストが高くなる。従って、Ｃｕ及びＮｉの含有量、又はこれら２種を組み合わせた場合の合計含有量の上限は１．０００％とする。つまり、Ｃｕ：０．００５％〜１．０００％及びＮｉ：０．００５％〜１．０００％とすると共に、これらを組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５〜１．０００％であることが好ましい。
（Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下）
Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める。従ってＷ、Ｃａ、Ｍｇ若しくはＲＥＭ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．０００３％以上とする。一方、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量が０．０１０％超では、表面性状が劣化する。従って、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量は０．０１０％以下とする。つまり、Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下であって、これらの任意の２種以上の合計含有量が０．０００３〜０．０１０％であることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
（Ｂ：０．００３０％以下）
Ｂは焼き入れ性向上元素であり、マルテンサイト組織形成に有用な元素である。Ｂは０．０００１％（１ｐｐｍ）以上含有させるとよい。しかし、Ｂを０．００３０％（３０ｐｐｍ）を超えて含有すると過度のホウ素は高温脆性をもたらし、溶接性能に影響を与える場合があるため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。
（Ｃｒ：１．０００％以下）
Ｃｒは焼き入れ性向上元素であり、マルテンサイト組織形成に有用な元素である。Ｃｒは０．００５％以上含有させるとよい。しかし、Ｃｒを１．０００％を超えて含有すると、溶接性能に影響を与える場合があるため、Ｃｒ含有量は１．０００％以下とする。好ましくは０．５００％とする。
本実施形態に係る高強度鋼板において、上記成分以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、高強度鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る高強度鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを意味する。
（Ｃｅｑが０．２１未満）
本実施形態では、溶接性を高めるために、次式（１）で示されるＣｅｑを所定の数値未満にするところに特徴を有している。これにより、溶接性を確保することができる。このような効果を一層高めるためには、Ｃｅｑが０．２１未満に確保されることが必要である。好ましくは０．１８以下である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／９０＋（Ｍｎ＋Ｃｒ）／１００＋１．５Ｐ＋３Ｓ 式（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入され、元素を含まない場合は０が代入される。
次に、本発明の実施形態に係る高強度鋼板の組織について説明する。以下、組織要件について説明するが、組織分率に係る％は「面積率」を意味する。
（マルテンサイト：９８％以上）
本実施形態では、マルテンサイトが面積率で９８％以上確保されているところに特徴を有している。これにより、十分な固溶炭素を確保することができ、その結果として焼付硬化性を高めることができる。このような効果を一層高めるためには、マルテンサイトが９８％以上確保されることが必要とされ、例えば１００％であってもよい。
本発明において、マルテンサイトの面積率は以下のようにして決定される。まず、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、当該鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ−ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡）で観察し、それを１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してマルテンサイトの面積率を測定し、任意の５視野以上におけるこれらの測定値の平均が本発明におけるマルテンサイトの面積率として決定される。
（残部組織：２％以下）
本発明によれば、マルテンサイト以外の残部組織は面積率で２％以下である。高強度鋼板の焼付硬化性を一層高めるためには０％とするのが好ましい。残部組織が存在する場合、当該残部組織は、任意の組織を含むことができ特に限定されないが、例えば、残留オーステナイトを含むか又は残留オーステナイトからなることが好ましい。微量の残留オーステナイトは、鋼の成分と製造方法によっては生成を避けられない場合がある。しかしながら、このような微量の残留オーステナイトは、焼付硬化性に不利に影響を及ぼさないだけでなく、変形を受けた際のＴＲＩＰ（変態誘起塑性：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）効果で延性の向上に寄与することができる。そのため、残部組織は面積率で２％以下の範囲で残留オーステナイトを含んでいてもよい。しかし、焼付硬化性を一層高めるためには、残部組織は残留オーステナイトを含まず、０％であることが好ましい。
本発明において、残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線回折測定により決定される。具体的には、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４位置までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて鋼板の表面から深さ１／４位置におけるＸ線回折強度を測定する。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積率を算出する。
Ｓγ＝（Ｉ200f＋Ｉ220f＋Ｉ311f）／（Ｉ200b＋Ｉ211b）×１００
上記式において、Ｓγは残留オーステナイトの面積率、Ｉ200f、Ｉ220f及びＩ311fは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ200b及びＩ211bは、それぞれｂｃｃ相の（２００）及び（２１１）の回折ピークの強度を示す。
（２次元均質分散比Ｓが０．８５以上１．２０以下）
２次元均質分散比は、合金元素のミクロ偏析を評価する指標である。Ｓで示される２次元均質分散比は次のようにして測定する。板幅方向をｘ方向、板厚方向をｙ方向とし、鋼板についてその圧延方向が法線方向となる面（すなわち鋼板の厚さ方向断面）を観察できるように調整した後、鏡面研磨し、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザ）装置により、該鋼板の厚さ方向断面において鋼板の中央部１００μｍ×１００μｍの範囲について、鋼板の厚さ方向（ｙ方向）に沿って一方の側から他方の側に向かって０．５μｍ間隔で２００点のＭｎ濃度を測定する。また、測定した鋼板の厚さ方向に垂直な方向（ｘ方向）に沿って同様に一方の側から他方の側に向かって０．５μｍ間隔で２００点のＭｎ濃度を測定する。ｘ方向とｙ方向における各Ｍｎ濃度プロファイルから、分散値Ｓｘ2とＳｙ2を求める。これらの値を用い次式（２）によりＳを求める。
Ｓ＝Ｓｙ2／Ｓｘ2 式（２）
ここで、Ｓｘ2は、板幅方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｘ2＝（１／２００）×Σ（Ａ−Ａi）2で表され、式中、Ａはｘ方向における２００点のＭｎ濃度の平均値であり、Ａiはｘ方向のｉ番目のＭｎ濃度を表す（ｉ＝１〜２００）。同様に、Ｓｙ2は板厚方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｙ2＝（１／２００）×Σ（Ｂ−Ｂi）2で表され、式中、Ｂはｙ方向における２００点のＭｎ濃度の平均値であり、Ｂiはｙ方向のｉ番目のＭｎ濃度を表す（ｉ＝１〜２００）。
本実施形態では、Ｍｎ濃度分布がミクロ偏析の緩和によって均一な構造（例えば、市松模様構造）を持つところに特徴を有している。これが０．８５未満であれば、十分に均一な構造になっているとは言えず、焼付硬化性が低い。また、ＭＡが生成し、溶接性も良くない。そのため、Ｓは０．８５以上必要である。好ましくは０．９０以上、より好ましく０．９５以上である。一方、先述の通り、ミクロ偏析が制御されていない場合、Ｍｎの濃度の高い面と低い面が板厚方向に層状に連なっており、これを板厚方向と板幅方向で均質化することが重要である。逆に、Ｍｎの濃度の高い面と低い面が板厚方向に層状に連なると、均質化されたことにはならない。つまり、Ｓの下限値の逆数が上限値となる。そのため、Ｓは１．２０以下とする。好ましくは１．１５以下、更に好ましくは１．１０以下である。
次に、本発明の機械特性について説明する。
（引張強度：１２００ＭＰａ以上）
上記の組成及び組織を有する本発明の高強度鋼板によれば、高い引張強度、具体的には１２００ＭＰａ以上の引張強度を達成することができる。ここで、引張強度を１２００ＭＰａ以上とするのは、自動車車体の軽量化の要求を満たすためである。引張強度は好ましくは１３００ＭＰａ以上であり、より好ましくは１４００ＭＰａ以上である。
本発明の高強度鋼板によれば、優れた焼付硬化性を達成することが可能である。より具体的には、本発明の高強度鋼板によれば、２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間熱処理した試験片を再引張したときの応力から、２％予ひずみ付加時の応力を差し引いた値が１３０ＭＰａ以上、好ましくは１５０ＭＰａ以上となるような焼付硬化量ＢＨを達成することができる。このＢＨの値が１３０ＭＰａ未満では、成形しにくく且つ焼付硬化後の強度が低いため、優れた焼付硬化性とは言えない。また、本発明の高強度鋼板によれば、２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間熱処理した試験片を再引張したときの応力が１３５０ＭＰａ以上、好ましくは１４００ＭＰａ以上となるような焼付硬化後の引張強度ＢＨＴＳを達成することができる。このＢＨＴＳの値が１３５０ＭＰａ未満では、同様に焼付硬化後の強度が低いため、優れた焼付硬化性とは言えない。
＜高強度鋼板の製造方法＞
次に、本実施形態に係る好ましい高強度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製造するための特徴的な方法の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製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
本発明の高強度鋼板の好ましい製造方法は、上で説明した化学成分組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを形成する工程、
前記スラブを１０５０℃以上１２５０℃以下の温度域で粗圧延する粗圧延工程であって、前記粗圧延が１パス当たりの圧下率が３０％以下のリバース圧延を２パス以上、１６パス以下で偶数回行うことを含み、１往復する際の２パス間の圧下率差が２０％以下であり、１往復内の偶数回の圧下率が奇数回の圧下率より５％以上高く、前記粗圧延の後５秒以上保持される粗圧延工程、
粗圧延された鋼板を８５０℃以上１０５０℃以下の温度域で仕上げ圧延する仕上げ圧延工程であって、前記仕上げ圧延が４つ以上の連続する圧延スタンドで行われ、第一スタンドの圧下率が１５％以上であり、仕上げ圧延された鋼板が４００℃以下の温度域で巻き取られる仕上げ圧延工程、
得られた熱延鋼板を１５％以上４５％以下の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程、
得られた冷延鋼板を１０℃／秒以上の平均加熱速度で昇温してＡｃ3以上１０００℃以下の温度域で１０〜１０００秒間保持し、次いで１０℃／秒以上の平均冷却速度で７０℃以下まで冷却する焼鈍工程、及び
得られた鋼板を０．５％以上２．５％以下の圧下率でスキンパス圧延するスキンパス圧延工程を含むことを特徴としている。以下、各工程について説明する。
（スラブの形成工程）
先ず、上で説明した本発明に係る高強度鋼板の化学成分組成を有する溶鋼を鋳造し、粗圧延に供するスラブを形成する。鋳造方法は、通常の鋳造方法でよく、連続鋳造法、造塊法などを採用できるが、生産性の点で、連続鋳造法が好ましい。
（粗圧延工程）
スラブを、粗圧延の前に、１０００℃以上１３００℃以下の溶体化温度域に加熱するのが好ましい。加熱保持時間は特に規定しないが、スラブ中心部まで所定の温度にするために、加熱温度に３０分間以上保持することが好ましい。加熱保持時間は、過度のスケールロスを抑制するため、１０時間以下が好ましく、５時間以下がより好ましい。鋳造後のスラブの温度が１０５０℃以上１２５０℃以下であれば、該温度域に加熱保持せず、そのまま粗圧延に供し、直送圧延又は直接圧延を行ってもよい。
次に、スラブにリバース圧延で粗圧延を施すことで、スラブの形成工程において凝固時に形成したスラブ中のＭｎ偏析部を、一方向に伸びる板状の偏析部にすることなく、均一な構造にすることができる。このような均一な構造を有するＭｎ濃度分布の形成についてより詳しく説明する。まず、粗圧延を開始する前のスラブを、その表面に垂直に切断した面においては、Ｍｎ等の合金元素が櫛状の形態で濃化している様子が観察できる。具体的には、粗圧延前のスラブの上記切断面では、Ｍｎ等の合金元素が線状に濃化した部分が、スラブの両方の表面から内部に向かって、スラブの表面に対してほぼ垂直に複数並んでいる状態になっている。
一方、粗圧延では、圧延の１パスごとに、スラブの表面は圧延の進行方向に伸ばされることとなる。なお、圧延の進行方向とは、圧延ロールに対してスラブが進行していく方向である。そして、このようにスラブの表面が圧延の進行方向に伸ばされることにより、スラブの表面から内部に向かって成長しているＭｎ偏析部は、圧延の１パスごとにスラブの進行方向に傾斜した状態にされる。換言すると、圧延は、スラブ内部に向けて櫛状に延在するＭｎ偏析部を、圧延の進行方向に若干倒す働きを有する。
ここで、粗圧延の各パスにおけるスラブの進行方向が常に同じ方向であるいわゆる一方向圧延の場合、Ｍｎ偏析部は、それ自体がほぼ真っ直ぐな状態を保ったまま、パスごとに同じ方向に向かって徐々に傾斜が大きくなっていく。そして、粗圧延の終了時には、Ｍｎ偏析部は、ほほ真っ直ぐな状態を保ったまま、スラブの表面に対してほぼ平行な姿勢となり、扁平なミクロ偏析が形成されてしまう。
一方、粗圧延の各パスにおけるスラブの進行方向が交互に反対の方向となるリバース圧延の場合は、直前のパスである方向に傾斜させられたＭｎ偏析部が、次のパスでは逆の方向に傾斜させる力を受ける。この場合、Ｍｎ偏析部は折れ曲がった形状となる。このため、リバース圧延においては、交互に反対の方向となる各パスが繰り返し行われることにより、Ｍｎ偏析部が交互に折れ曲がったジグザグ形状となる。
このように交互に折れ曲がったジグザグ形状が複数並ぶと、板状のミクロ偏析は消失し、均一に入り組んだＭｎ濃度分布となる。Ｍｎ濃度分布が理想的に均一化された場合、Ｍｎ濃度分布が略市松模様状に現れる。なお、「市松模様」（Ｉｃｈｉｍａｔｓｕ ｐａｔｔｅｒｎ）とは、格子模様の一種であり、色が違う略正方形（または略長方形）を、互い違いに並べた模様のことである。本発明においては、Ｍｎ濃度分布が市松模様状に現れる構造を市松模様構造と呼ぶ。２次元均質分散比Ｓが０．８５以上１．２０以下である均一な構造をとることにより、後工程での熱処理によってＭｎがさらに拡散しやすくなり、より均一なＭｎ濃度を有する熱延鋼板を得ることができる。なお、上記のリバース圧延により、鋼板全体にわたって均一に入り組んだＭｎ濃度分布となるため、このような均一な構造は、圧延方向に平行な板厚断面だけでなく、圧延方向が法線となる板厚断面においても同様に形成される。
粗圧延温度域が１０５０℃未満であると、粗圧延の最終パスにおいて、８５０℃以上で圧延を完了することが難しくなり、形状不良となるので、粗圧延温度域は１０５０℃以上が好ましい。より好ましくは１１００℃以上である。粗圧延温度域が１２５０℃を超えると、スケールロスが増大する上、スラブ割れが発生する懸念が生じるので、粗圧延温度域は１２５０℃以下が好ましい。
粗圧延における１パス当たりの圧下率が３０％を超えると、圧延時の剪断応力が大きくなって、Ｍｎ偏析部が不均一になる。したがって、粗圧延における１パス当たりの圧下率は３０％以下とする。圧下率が小さいほど、圧延時の剪断歪みが小さくなり、均一な構造にできるので、圧下率の下限は特に定めないが、生産性の観点から、１０％以上が好ましい。
Ｍｎ濃度分布を均一な構造にするためには、リバース圧延は２パス以上が好ましく、より好ましくは４パス以上である。ただし、１６パスを超えて施すと十分な仕上げ圧延温度を確保することが難しくなるので、１６パス以下とする。また、進行方向が互いに反対の方向となる各パスは、同じ回数ずつ行われること、すなわち合計のパス回数を偶数回とすることが望ましい。しかしながら、一般の粗圧延ラインでは、粗圧延の入側と出側はロールを挟んで反対側に位置する。このため、粗圧延の入側から出側に向かう方向のパス（圧延）が一回多くなる。そうすると、最後のパス（圧延）でＭｎ偏析部が扁平な形状となり、均一な構造が形成されにくくなる。このような、熱間圧延ラインで粗圧延をする場合には、最後のパスはロール間を開けて圧延を省略することが好ましい。
リバース圧延において、１往復の圧延に含まれる２パス間の圧下率に差があると、形状不良が生じやすくなる、またＭｎ偏析部が不均一になり、均一な構造にすることができない。そのため、粗圧延時、リバース圧延の１往復に含まれる２パス間の圧下率差は２０％以下とする。好ましくは１０％以下である。
後述するように、再結晶組織を微細化するためには、仕上げ圧延におけるタンデムの多段圧延が有効であるが、タンデム圧延によって、扁平なミクロ偏析が形成されやすくなる。タンデムの多段圧延を利用するためには、リバース圧延における偶数回の圧下率を奇数回の圧下率より大きくし、その後のタンデム圧延で形成されるミクロ偏析を制御しなければならない。その効果はリバース圧延の１往復において、偶数回（復路）の圧下率が奇数回（往路）の圧下率より５％以上高くなると顕著になる。そのため、リバース圧延の１往復において、偶数回の圧下率が奇数回の圧下率より５％以上高くすることが好ましい。
粗圧延におけるリバース圧延によって生成したＭｎの複雑構造をオーステナイト粒界移動によって均一にするためには、粗圧延から仕上げ圧延までに５秒以上保持することが好ましい。
（仕上げ圧延工程）
粗圧延におけるリバース圧延の後、仕上げ圧延におけるタンデム圧延の圧下率を大きくすることによって、デンドライト二次アームに起因するＭｎ偏析帯の間隔を狭小化するために、仕上げ圧延は４つ以上の連続する圧延スタンドで行われることが好ましい。仕上げ圧延温度が８５０℃未満であると、再結晶が十分に起きず、圧延方向に延伸した組織となり、後工程で、延伸組織に起因した板状組織が生成するので、仕上げ圧延温度は８５０℃以上が好ましい。より好ましくは９００℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が１０５０℃を超えると、オーステナイトの微細な再結晶粒が生成しにくくなり、粒界のＭｎ偏析が困難となり、Ｍｎ偏析帯が扁平となりやすくなる。そのため、仕上げ圧延温度は１０５０℃以下が好ましい。なお、適正温度であれば、必要に応じて、粗圧延された鋼板を粗圧延工程の後でかつ仕上げ圧延工程の前に加熱してもよい。さらに、仕上げ圧延の第一スタンドの圧下率を１５％以上にすると、再結晶粒が多量に生成し、その後の粒界移動によって、Ｍｎが均一に分散しやすくなる。このように、粗圧延工程だけでなく、仕上げ圧延工程を限定することによって、扁平なＭｎのミクロ偏析を抑制できる。なお、「仕上げ圧延温度」とは、仕上げ圧延開始から仕上圧延終了までの鋼板の表面温度を意味する。仕上げ圧延温度が上述の範囲内となるように仕上圧延がされた場合、いわゆる仕上圧延開始温度（仕上圧延の最初のパスでの鋼板温度）、及び仕上圧延終了温度（仕上圧延の最後のパスでの鋼板温度）も、上述された仕上圧延温度の範囲内となる。
巻取温度が４００℃を超えると、内部酸化によって表面性状が低下するので、巻取温度は４００℃以下が好ましい。鋼板組織を、マルテンサイト又はベイナイトの均質組織とすると、焼鈍で、均質な組織を形成し易いので、巻取温度は３００℃以下がより好ましい。
（冷間圧延工程）
仕上げ圧延工程において得られた熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延に供し、冷延鋼板とする。マルテンサイトのラスを維持するため、圧下率は１５％以上４５％以下が好ましい。冷間圧延工程の圧下率が４５％を超えると、マルテンサイトの微細なラスが維持できなくなり、Ｍｎが粒界偏析しにくくなるため、板厚に垂直な方向（即ち板面方向）にＭｎ偏析帯が伸びる。このように扁平な層状のＭｎ偏析帯は、Ｍｎの分散を不均一とするため、Ｍｎの２次元均質分散比が上述の規定値より低くなる。なお、酸洗は、通常の酸洗でよい。
（焼鈍工程）
上記冷間圧延工程を経て得られた鋼板に、焼鈍処理を施す。焼鈍温度での加熱は、１０℃／秒以上の平均加熱速度で昇温し、Ａｃ3以上１０００℃以下の温度域で、１０〜１０００秒加熱保持とする。この温度範囲と焼鈍時間は、鋼板の全面をオーステナイト変態させるためのものである。保持温度が１０００℃超又は焼鈍時間が１０００秒超になると、オーステナイト粒径が粗大化し、ラス幅が大きいマルテンサイトになってしまい、靱性が低下する。従って、焼鈍温度はＡｃ3以上１０００℃以下、焼鈍時間は１０〜１０００秒とする。
なお、Ａｃ3点は次の式により計算する。下記式における元素記号には当該元素の質量％を代入する。含有しない元素については０質量％を代入する。
Ａｃ3＝８８１−３３５×Ｃ＋２２×Ｓｉ−２４×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１×Ｃｒ−２７×Ｃｕ
焼鈍温度保持後、冷却は１０℃／秒以上の平均冷却速度で行う。組織を凍結し、マルテンサイト変態を効率的に引き起こすためには、冷却速度は速いほうがよい。ただし、１０℃／秒未満ではマルテンサイトが十分に生成せず、所望の組織に制御できない。よって、１０℃／秒以上とする。
冷却停止温度は７０℃以下とする。これは、冷却によって全面に焼き入れままマルテンサイトを生成させるためである。７０℃超で冷却停止すると、マルテンサイト以外の組織が出てしまう可能性がある。また、マルテンサイトが出た場合でも、自己焼き戻しによって球状化した鉄炭化物等の析出物が出る場合があり、このような場合には固溶炭素が少なくなり焼付硬化性が低下する。そのため、冷却停止温度は７０℃以下とし、好ましくは６０℃以下とする。
（スキンパス圧延工程）
焼鈍工程の後、スキンパス圧延（調質圧延）を施す。これは、均一な構造にしてもなおマルテンサイト内で硬度差があった場合に、軟質なマルテンサイトを加工硬化させて、予ひずみによる転位を均一に入れるために必要である。また、残留オーステナイトが残っていた場合は、塑性加工誘起変態によりマルテンサイト変態することによって、マルテンサイト分率を増加させる役割を持つ。この効果は０．５％未満の圧下率におけるスキンパス圧延では果たされない。よって、圧下率は０．５％以上とする。ただし、板厚制御が困難になるため、２．５％を上限とすることが好ましい。更に好ましくは圧下率を１．０％以下とする。
このようにして、本発明の実施形態に係る高強度鋼板を製造することができる。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを１３００℃に１時間加熱した後、表２に示す条件にて粗圧延及び仕上げ圧延を行って熱延鋼板を得た。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表２に示す圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得た。続いて、表２に示す条件下で焼鈍及びスキンパス圧延を行った。なお、表２に示す各温度は鋼板の表面温度である。また、表２における、「１往復内パス間の圧下率差（復路−往路）」は、リバース圧延における、１往復の圧延に含まれる２パス間の圧下率の差を示す。なお、いずれの例でも複数回の往復パスを含むリバース圧延が行われているが、往復パス間圧下率差は、全ての往復パスで同一とした。例えば、例Ｎｏ．１では「粗圧延パス回数」が８であり、「１往復内パス間の圧下率差（復路−往路）」が５％であったと表に示されている。これは、例Ｎｏ．１では４往復のリバース圧延が実施され、この４往復全てにおいて復路圧下率が往路圧下率より５％大きかったことを意味する。
表２におけるＡｃ3は以下に示す式で計算した。下記式における元素記号には当該元素の質量％を代入した。含有しない元素については０質量％を代入した。
Ａｃ3＝８８１−３３５×Ｃ＋２２×Ｓｉ−２４×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１×Ｃｒ−２７×Ｃｕ
Figure 0006652230
Figure 0006652230
Figure 0006652230
得られた冷延鋼板に対しＳＥＭ−ＥＢＳＤとＸ線回折法によりマルテンサイト及び残留オーステナイトの面積率を求めた。
特に、マルテンサイトの面積率は以下のようにして決定した。まず、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、当該鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ−ＥＢＳＤで観察し、それを１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してマルテンサイトの面積率を測定し、任意の５視野におけるこれらの測定値の平均をマルテンサイトの面積率として決定した。残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線回折測定により求めた。具体的には、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４位置までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて鋼板の表面から深さ１／４位置におけるＸ線回折強度を測定した。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積率を算出した。
Ｓγ＝（Ｉ200f＋Ｉ220f＋Ｉ311f）／（Ｉ200b＋Ｉ211b）×１００
上記式において、Ｓγは残留オーステナイトの面積率、Ｉ200f、Ｉ220f及びＩ311fは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ200b及びＩ211bは、それぞれｂｃｃ相の（２００）及び（２１１）の回折ピークの強度を示す。
また、Ｓで示される２次元均質分散比をＥＭＰＡ装置によって求めた。
更に、得られた冷延鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ、焼付硬化量ＢＨ、及び焼付硬化後の引張強度ＢＨＴＳを測定した。引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ、焼付硬化量ＢＨ、及び焼付硬化後の引張強度ＢＨＴＳの測定では、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行った。焼付硬化量ＢＨは、２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間熱処理した試験片を再引張したときの応力から、２％予ひずみ付加時の応力を差し引いた値である。焼付硬化後の引張強度ＢＨＴＳは、２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間熱処理した試験片を再引張したときの応力である。自動車車体の軽量化の要求を満たすためには引張強度は１２００ＭＰａ以上、好ましくは１３００ＭＰａ以上であり、より好ましくは１４００ＭＰａ以上である。また、成形しやすいために、伸びは５％以上であることが好ましい。また、ＢＨについては、１３０ＭＰａ未満では成形しにくく且つ成形後の強度が低くなるため、優れた焼付硬化性を有するためには、１３０ＭＰａ以上必要である。より好ましくは１５０ＭＰａ以上である。ＢＨＴＳについては、焼付硬化によって衝突性能を高めるためには、１３５０ＭＰａ以上必要である。より好ましくは１４００ＭＰａ以上である。
溶接性の評価として、ＪＩＳ Ｚ ３１３７に準拠して試験片を採取し、同じ鋼板同士をスポット溶接し、十字引張試験を行った。詳細には、電極ＤＲ６ｍｍ−４０Ｒ、溶接時間は１５サイクル／６０Ｈｚ、加圧力は４００ｋｇｆとし、電流値を変化させてナゲット径６ｍｍとなる条件の溶接材において十字引張試験を行った際、母材で破断した場合を合格（ＧＯＯＤ）、ナゲット破断した場合を不合格（ＢＡＤ）として判定した。
Figure 0006652230
［評価結果］
表３に示すように、実施例１、３、５、６、９、１３、１６、２０、２４、２７及び２８では、優れた引張強度、焼付硬化性及び溶接性を得ることができた。いずれも引張強度が１２００ＭＰａ以上、ＢＨが１３０ＭＰａ以上、ＢＨＴＳが１３５０ＭＰａ以上、十字引張試験で母材破断となり、高強度、且つ、焼付硬化性に優れ、溶接性にも優れることが示された。
一方、比較例２では、スキンパス圧延がなかったために、残留オーステナイトが残り、ＢＨが低かった。比較例４では、Ｓ含有量が多すぎたために、Ｃｅｑが高く溶接性が悪かった。比較例７では、焼鈍温度が低すぎたために、フェライト組織が現れて十分なマルテンサイト組織が得られず、その結果としてＴＳ、ＢＨ及びＢＨＴＳが低かった。比較例８では、焼鈍時間が短すぎたために、全面マルテンサイト組織にならず、同様にＴＳ、ＢＨ及びＢＨＴＳが低かった。比較例１０では、焼鈍工程における平均冷却速度が遅すぎたために、全面マルテンサイト組織にならず、ＴＳ、ＢＨ及びＢＨＴＳが低かった。比較例１１では、Ｃ含有量が少なすぎたために、固溶炭素量が減少し、ＴＳ、ＢＨ及びＢＨＴＳが低かった。比較例１２では、Ｐ含有量が多すぎたために、溶接性が悪かった。比較例１４では、粗圧延工程における１往復する際の２パス間の圧下率差が大きかったために、Ｍｎ濃度分布が均一な構造にならず、ＢＨが低く、溶接性が悪かった。比較例１５では、粗圧延工程における１往復内の偶数回の圧下率が奇数回の圧下率よりも小さかったために、Ｍｎ濃度分布が均一な構造にならず、ＢＨが低く、溶接性が悪かった。比較例１７では、粗圧延工程におけるリバース圧延のパス回数が奇数回であったために、Ｍｎ濃度分布が均一な構造にならず、ＢＨが低く、溶接性が悪かった。
比較例１８では、焼鈍工程における冷却停止温度が高かったために、マルテンサイト以外の組織が現れ、さらに鉄炭化物が析出して固溶炭素が少なくなったために、ＢＨが低かった。比較例１９では、Ｍｎ含有量が少なすぎたために、ＴＳ、ＢＨ及びＢＨＴＳが低かった。比較例２１では、粗圧延工程におけるリバース圧延の圧下率が高かったために、Ｍｎ濃度分布が均一な構造にならず、ＢＨが低く、溶接性が悪かった。比較例２２では粗圧延後から仕上げ圧延までの時間が短すぎて、Ｍｎ濃度分布が扁平になってしまい、ＢＨが低く、溶接性が悪かった。比較例２３では、Ｃ含有量が高すぎたために、残留オーステナイト（γ）の面積率が高く、ＢＨが低く、またＣｅｑも高く溶接性が悪かった。比較例２５では、仕上げ圧延の圧延スタンドが少なかったために、Ｍｎ濃度分布が扁平になってしまい、ＢＨ及びＢＨＴＳが低く、溶接性が悪かった。比較例２６では、冷延率が高く，板厚に垂直な方向にＭｎ濃度分布が伸びて扁平になってしまい、ＢＨおよびＢＨＴＳが低く、溶接性が悪かった。比較例２９では、仕上げ圧延の第一スタンドの圧下率が小さく、Ｍｎ濃度分布が扁平になってしまい、ＢＨが低く、溶接性が悪かった。比較例３０では、仕上げ圧延温度（表２中の仕上げ圧延開始温度）が高すぎたために、Ｍｎ濃度分布が扁平になってしまい、ＢＨが低く、溶接性が悪かった。比較例３１では、Ａｌ含有量が多すぎたために、溶接性が悪かった。比較例３２では、Ｎ含有量が多すぎたために、溶接性が悪かった。比較例３３では、Ｃｅｑが高すぎたために、溶接性が悪かった。
本発明の焼付硬化性及び溶接性に優れた高強度鋼板は、特に、自動車産業分野において自動車の構造材の原板として利用することができる。

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．１５％、
    Ｓｉ：１．５％以下、
    Ｍｎ：２．００〜５．００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
    Ｎ：０．０１０％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    下記式（１）で定義されるＣｅｑが０．２１未満であり、
    面積率で９８％以上のマルテンサイトを含有し、残部組織が面積率で２％以下であり、
    下記式（２）で定義される２次元均質分散比Ｓが０．８５以上１．２０以下であり、
    引張強度が１２００ＭＰａ以上である、高強度鋼板。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／９０＋（Ｍｎ＋Ｃｒ）／１００＋１．５Ｐ＋３Ｓ 式（１）
    Ｓ＝Ｓｙ2／Ｓｘ2 式（２）
    ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入され、元素を含まない場合は０が代入され、式（２）中のＳｘ2は板幅方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値であり、Ｓｙ2は板厚方向のＭｎ濃度プロファイルデータの分散値である。
  2. 前記残部組織が存在する場合には、前記残部組織が残留オーステナイトからなる、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 更に、質量％で、
    Ｔｉ：０．１００％以下、
    Ｎｂ：０．１００％以下
    の１種又は２種を合計で０．１００％以下含有する、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 更に、質量％で、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下の１種又は２種を合計で１．０００％以下含有する、請求項１乃至３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  5. 更に、質量％で、
    Ｗ：０．００５％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、
    Ｍｇ：０．００５％以下
    希土類金属（ＲＥＭ）：０．０１０％以下
    の１種又は２種以上を合計で０．０１０％以下含有する、請求項１乃至４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  6. 更に、質量％で、Ｂ：０．００３０％以下を含有する、請求項１乃至５のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  7. 更に、質量％で、Ｃｒ：１．０００％以下を含有する、請求項１乃至６のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
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