JP6819254B2

JP6819254B2 - 焼付硬化性に優れる高強度鋼板および製造方法

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Publication number: JP6819254B2
Application number: JP2016236743A
Authority: JP
Inventors: 真衣齋藤; 林　宏太郎; 宏太郎林; 裕之川田; 川田　　裕之; 上西　朗弘; 朗弘上西; 繁米村; 良之綛田; 嘉明中澤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-12-06
Filing date: 2016-12-06
Publication date: 2021-01-27
Anticipated expiration: 2036-12-06
Also published as: JP2018090874A

Description

本発明は、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、塗装焼付硬化性能に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。

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、車体の軽量化および安全性確保のため、一層の高強度化が要求されている。一方で、成形性の観点からは、鋼板を高強度化すると延性、曲げ性が低下するため、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、塗装焼付時の焼付硬化量が大きい素材が求められている。

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、侵入型元素（炭素や窒素）が固着することで生ずるひずみ時効現象であるため、軟鋼板などのフェライト単相組織においては、固溶炭素および固溶窒素の量で制御できる。

一方、高強度鋼板においては、その多くが硬質組織（マルテンサイトおよびベイナイト）と、軟質相（フェライト）を含有する複合組織である。硬軟質組織が混在することによって、加工性は向上するが、塗装焼付硬化性能が不十分であることが課題であった。

特許文献１には、ベイナイト及びマルテンサイトからなる硬質組織を主な組織とし、フェライトの分率を５％以下に制限することで高い焼付硬化量を確保した冷延鋼板が開示されている。しかし、この焼付硬化値（ＢＨ）は１％の予ひずみによって評価されたものであり、実際のプレス加工を模擬していない。硬質組織が多いために、予ひずみが２％以上では、焼付硬化処理後の伸びが悪い。

また、特許文献２には、硬さの比を制御したフェライト／ベイナイト組織を含む鋼板とすることで、高い焼付硬化性を得る技術が開示されている。しかし、最小曲げ半径が０と低いため、衝突時の衝撃を吸収することができず、自動車部品に向いていない。

また、特許文献３には、焼戻しマルテンサイト及び／または焼戻しベイナイトを含む鋼板とすることで加工性および焼付硬化性を向上させる方法が開示されている。しかし、焼戻し温度が４００℃と高温であるために、引張強度が１０００ＭＰａ以下と低く、超ハイテンには不向きである。

このように、焼付硬化性が高いと焼付硬化処理後の伸びや曲げ性が悪く、それらの両立は、依然として解決すべき課題であった。
これまで、焼付硬化性を高めるために、様々な手法による検討がされてきた。例えば、焼戻し熱処理は、固溶炭素量が減るために焼付硬化性が劣化する（非特許文献１）。
複合組織鋼における形態制御は、焼付硬化性の観点からはあまり検討されていないが、硬質組織を微細に分散させると、加工硬化が高まるため、ＢＨは下がる（非特許文献２）。

特開２００８−１４４２３３号公報特開２００４−２６３２７０号公報特開２００３−２７７８８４号公報

K. Nakaoka："Formable HSLA and Dual-Phase steels：Conference Proceedings",Metall. Soc. of AIME,（1977）126. Y.Tomota：Materials Science and Technology,3（1987）415.

焼付硬化性と加工性を両立するためには、転位と固溶炭素量の制御が重要である。しかし、特許文献１及び２及び３では、複合組織中の相分率や、その炭素量で焼付硬化性を高める技術のみを用いており、組織形態を制御して焼付硬化性を高める技術を用いていない。よって、高強度鋼板の焼付硬化量をさらに高めるために、組織の形態を制御することが必要である。組織を適正な温度で焼き戻し、転位と固溶炭素が効果的に相互作用するように活用しなければならない。また、焼付硬化処理後の部品の曲げ性や極限変形能も向上させる必要がある。

したがって、本発明は、形態制御され、低温で焼戻しされた複合組織を有する高強度鋼板において、焼付硬化性に優れる高強度鋼板と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、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、これまで焼付硬化性を劣化させるとされていた焼戻し熱処理と形態制御を組み合わせることによって、焼付硬化性が向上することを見出した。
これは、
（１）組織形態において硬質組織を分散させると、各相の予ひずみ分配が変化し、マルテンサイトに予ひずみが入りやすくなること、
（２）焼戻しマルテンサイトを組織に含めることによって、さらにマルテンサイトに予ひずみが入りやすくなるためである。これにより、硬質組織にも転位が導入されて、焼付硬化するために、全体の焼付硬化性が向上することを見出した。また、焼戻し熱処理をすることによって、焼付硬化後の曲げ性や極限変形能が向上することも見出した。

上記目的を達成し得た本発明の焼付硬化に優れる高強度鋼板は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２〜２．０％、
Ｍｎ：２．０〜４．０％、
Ｐ：０．０００１〜０．１０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜２．００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１％、
をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を持ち、組織が面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び、ベイナイトとマルテンサイトの１種または２種を含む３０％以上の硬質組織とからなり、その硬質組織のうち５０％以上が焼戻しマルテンサイトであり、表面から深さ３ｔ／８からｔ／２位置（ｔ：鋼板の板厚）における、板厚方向に沿った各位置で、板厚方向と垂直方向へ引いた線上の前記硬質組織の線分率の標準偏差が、０．０５０以下である鋼組織を有し、ＢＨが１２０ＭＰａ以上を示すことを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度鋼板である。

（２）前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が０．１％以下である前記（１）に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板。

（３）前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が１．０％以下である前記（１）又は（２）に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板。

（４）前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｗ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下
希土類元素（ＲＥＭ）：０．０１％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が０．０１％以下である前記（１）〜（３）のいずれかに記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板。

（５）前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００３％以下
を含むものである前記（１）〜（４）のいずれかに記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板。

また、本発明の焼付硬化に優れる高強度鋼板の製造方法は、下記のとおりである。

（６）上記（１）に記載の化学組成を有する鋼スラブを１０００℃以上１２５０℃以下の温度域で、製品時の板幅方向から３％以上５０％以下の圧縮変形と、製品時の板幅方向の垂直方向から３％以上５０％以下の圧縮変形からなる多軸変形を、１回以上５回以下施す均質化工程と、
前記スラブを熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延した鋼板にＡｃ１以上１０００℃以下の温度域で１０〜１０００秒加熱保持して、１０℃〜２００℃／秒の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却する焼鈍工程と、
２００℃以上３５０℃以下の温度域で１００秒以上保持後、２℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する焼戻し工程と、を有することを特徴とする、
上記（１）に記載の焼付硬化に優れる高強度鋼板の製造方法。

（７）前記焼鈍工程の後に、スキンパス圧延を行なうことを特徴とする前記（６）に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。

（８）前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が０．１％以下である前記（６）又は（７）に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。

（９）前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が１．０％以下である前記（６）〜（８）のいずれかに記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。

（１０）前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｗ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下
希土類元素（ＲＥＭ）：０．０１％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が０．０１％以下である前記（６）〜（９）のいずれかに記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。

（１１）前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００３％以下
を含むものである前記（６）〜（１０）のいずれかに記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。

本発明によれば、組織の形態を制御することにより、予ひずみが硬質組織にも入りやすくなり、焼付硬化性に優れた複合組織を有する高強度鋼板とその製造方法が提供される。この高強度鋼板は、プレス成形性に優れ、プレス成形後の塗装時に焼付を受けることでさらに高強度化するので、自動車等の分野の構造分野として適している。

（Ｉ）：化学成分
本発明の実施形態に係る鋼板は、上記のように、製造方法によって組織形態を制御する点に特徴があるが、優れた加工性を備えつつも、焼付硬化性を一層高めた高強度鋼板を得るために、化学成分組成が適切に調整されていることが好ましい。よって、本発明の実施形態に係る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、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％〜０．３０％）
Ｃは、フェライトの微細化やフェライト以外の第２相の生成を促すことにより強度を高める作用を有する。また、焼付硬化性を高める作用を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０７％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３０％超では、溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２０％以下とする。

（Ｓｉ：０．２％〜２．０％）
Ｓｉは炭化物の生成を抑え、焼付硬化に必要な固溶Ｃを確保するのに必要な元素である。Ｓｉは、鋼の延性を向上させ、且つ、フェライトの生成を助長して、硬質組織のバンド状の分布を抑制する。Ｓｉ含有量が０．２％未満では、十分な作用効果が得られないことがある。よって、Ｓｉ含有量は０．２％以上とする。また、固溶Ｃを増加させるために、焼付硬化に優れる鋼板の高強度化に必須である。焼戻しによって、さらにこの効果は顕著になる。この作用を有効に発揮させるために、含有量は０．５％以上とする。従って、Ｓｉ含有量は好ましくは０．２％以上とし、より好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では、表面性状が劣化したり、添加効果が飽和して徒にコストを上昇させたりする。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以下とし、好ましくは１．５％以下とする。

（Ｍｎ：２．０％〜４．０％）
Ｍｎは焼き入れ性向上元素であり、焼付硬化に優れる鋼板の高強度化およびフェライト生成を抑制するのに有用である。このような作用を有効に発揮するには、Ｍｎ含有量は２．０％以上とし、好ましくは２．３％以上とする。しかし、過剰のＭｎ添加は偏析を助長し、４．０％を超えて添加すると鋳片割れが起きるなどの悪影響が見られる。また、ＭｎはＣと相互作用することによって、Ｃが転位に固着されるのを妨害するため、３．０％より少ない方が良い。従って、Ｍｎ含有量は４．０％以下とし、好ましくは３．０％以下とする。

（Ａｌ：０．００１％〜２．００％）
Ａｌは、脱酸および炭化物形成元素の歩留まり向上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０．０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２．００％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。また、Ａｌ含有量が１．００％以上であると、Ｃ拡散の活性化エネルギーを上昇させ、拡散しにくくするため、ＢＨを劣化させる。従って、Ａｌ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．００％以下とする。

（Ｐ：０．０００１％〜０．１０％）
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０．１０％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０３％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。Ｐは強度の向上に寄与するため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。

（Ｓ：０．０００１％〜０．０１％）
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０．０１％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０．０１％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。

（Ｎ：０．０００１％〜０．０１％）
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０．０１％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１％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。

本発明の鋼の基本成分組成は上記の通りであり、残部は鉄、及び、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避的不純物である。さらに本発明の鋼は、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。

（Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下）
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは強度の向上に寄与する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶ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、Ｎｂ若しくはＶの含有量、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、０．００３％以上が好ましい。一方、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶの含有量、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が０．１％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、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量、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０．１％以下とする。つまり、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶの含有量は、各成分単独の場合、０．００３〜０．１％が好ましい範囲であり、これらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００３％以上０．１％以下が満たされることが好ましい。

（Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒは強度の向上に寄与する。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、若しくはＣｒ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、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量は、各成分単独の場合、０．００５〜１．０％が好ましい範囲であり、これらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５％以上１．０％以下が満たされることが好ましい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が１．０％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、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量の上限は１．０％とする。つまり、Ｃｕ：０．００５％〜１．０％、Ｎｉ：０．００５％〜１．０％、Ｍｏ：０．００５％〜１．０％、及びＣｒ：０．００５％〜１．０％とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５〜１．０％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：０．０１％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０．０１％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０．０１％以下とする。つまり、Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下であって、これらの任意の２種以上の合計含有量が０．０００３〜０．０１％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：０．００３％以下）
Ｂは焼き入れ性向上元素であり、焼付硬化用鋼板の高強度化に有用な元素である。このため、０．０００１％以上が好ましい。しかし、０．００３％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、Ｂ含有量は０．００３％以下とした。好ましくは０．００２５％以下である。

（II）：鋼の組織
本発明の実施形態の焼付硬化性に優れた高強度鋼板は、少なくとも２つ以上の相を含有する複合組織を対象とし、その組織形態やその組織を制御することで、予ひずみの分配を変化させ、焼付硬化性が向上することに大きな特徴をもつものである。各組織についてその面積率を規定した理由について説明する。

（フェライト：２０％以上７０％以下）
フェライトは降伏応力が低く、優れた加工硬化特性を有する組織である。このためフェライト面積率を過度に高めると、焼付硬化処理前の強度が高まり、且つ焼付硬化処理後の降伏応力が低下するため、焼付硬化性が大きく劣化することから、鋼板中のフェライト分率は７０％以下とする。焼付硬化性を更に高めるにはフェライト面積率は５０％以下とすることが好ましく、４５％以下とすることが更に好ましい。一方、フェライト面積率が２０％以下では、硬質組織に予ひずみが入りすぎてしまい、逆に焼付硬化性を劣化させてしまう。従って、フェライト面積率は２０％以上とし、好ましくは２５％以上とする。

（硬質組織：３０％以上）
本発明の実施形態では、上記フェライトの他に、硬質組織を３０％以上含有させることとする。なお、硬質組織は、ベイナイト、マルテンサイトのうち１種または２種以上含むものとする。この硬質組織はフェライトよりも硬質な変態生成物の総称である。一般的に、フェライトよりも硬質組織の方において炭素濃度が高いため、焼付硬化性は優れている。しかし、複合組織として軟らかいフェライトと硬質組織があった場合、予ひずみはほとんどフェライトが担うため、従来は硬質組織の焼付硬化性を活用できていない。焼付硬化性を上昇させるためには硬質組織に変形を担わせることが重要である。そのため、硬質組織の面積率が８０％以上であると、硬質組織に予ひずみが入りすぎてしまい、逆に焼付硬化性を劣化させてしまう。しかし、硬質組織が少なすぎるとフェライトのみが変形を担ってしまうため、３０％以上は必要である。よって、硬質組織の面積率は３０％以上、好ましくは４０％以上８０％以下とする。

（硬質組織のうち５０％以上が焼戻しマルテンサイト）
本発明の実施形態では、硬質組織のうち５０％以上が焼戻しマルテンサイトであることが必要である。上記で述べた通り、焼付硬化性および焼付硬化後の曲げ性や極限変形能を向上させるために、複合組織中の焼き入れままマルテンサイトを焼戻す必要がある。これが５０％未満では、焼き入れままマルテンサイトが多いため、予ひずみが入りにくく焼付硬化性を高めることが困難且つ焼付硬化処理後の極限変形能も劣化する。従って、硬質組織のうち焼戻しマルテンサイトの面積率を５０％以上とする。

（その他の組織）
本発明の製造方法では、焼戻した際に、マルテンサイトやフェライトからセメンタイト等炭化物が析出する。これは、微細かつ大量に出るために、面積率として測定するのが難しい。よって、炭化物を含む母相として計測する。

フェライトの面積率及び硬質組織の面積率は、次のようにして測定することができる。先ず、鋼板の幅の１／４の位置における幅方向に垂直な断面が露出するように試料を採取し、この断面をレペラーエッチング液により腐食する。次いで、鋼板の表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの領域の光学顕微鏡写真を撮影する。このとき、例えば倍率は２００倍とする。レペラーエッチング液を用いた腐食により、観察面が概ね黒色部分及び白色部分に区別できる。そして、黒色部分に、フェライト、ベイナイトが含まれ得る。黒色部分のうちで、粒内にラメラ状の組織を含まず、下部組織を含む部分がフェライトに相当する。黒色部分のうちで、輝度が特に低く、直径が１μｍ〜５μｍ程度の球状の部分が炭化物に相当する。黒色部分のうちで、粒内に下部組織を含む部分がベイナイトに相当する。従って、黒色部分のうちで、粒内にラメラ状の組織を含まず、下部組織を含む部分の面積率を測定することでフェライトの面積率が得られ、黒色部分のうちで、粒内に下部組織を含む部分の面積率を測定することでベイナイトの面積率が得られる。また、白色部分の面積率は、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率である。従って、ベイナイトの面積率並びにマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率から硬質組織の面積率が得られる。この光学顕微鏡写真から、下記の硬質組織の線分率の標準偏差の測定に用いる硬質組織の円相当平均直径ｒを測定することができる。

（厚さ方向に垂直な面内の線上での硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下）
プレス成形によって入る転位（以下、「予ひずみ」ともいう）の分配が変化し、硬質組織にも転位が導入される。表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内での硬質組織の線分率の標準偏差が大きいことは、厚さ方向での硬質組織の割合の変動が大きいこと、即ち鋼組織がバンド状組織になっていることを意味する。特に硬質組織の線分率の標準偏差が０．０５０超では、バンド状組織が顕著であり、応力集中箇所の密度が局所的に高い。上記で述べた通り、予ひずみ変形を硬質組織に担わせるためには、バンド状組織ではなく、硬質組織が均一に分散している必要がある。従って、硬質組織の線分率の標準偏差は、表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ領域内で０．０５０以下とし、好ましくは０．０４０以下とする。

ここで、硬質組織の線分率の標準偏差を測定する方法について説明する。
先ず、面積率の測定と同様にして撮影した光学顕微鏡写真に画像処理を施し、黒色部分と白色部分とに二値化する。次いで、観察対象の画像の深さ３ｔ／８の部分から深さｔ／２の部分にかけて、ｒ／３０毎に線分の起点を設定する（ｒは、硬質組織の円相当平均直径である）。観察対象の深さ範囲が３ｔ／８からｔ／２までの厚さｔ／８の領域であるため、起点の数は１５ｔ／４ｒとなる。その後、各起点から厚さ方向に垂直な方向、例えば圧延方向に延びる長さが５０ｒの線分を設定し、この線分上の硬質組織の線分率を測定する。そして、１５ｔ／４ｒ本の線分間の線分率の標準偏差を算出する。

円相当平均直径ｒ、及び鋼板の厚さｔは限定されない。例えば、円相当平均直径ｒは５μｍ〜１５μｍ、鋼板の厚さｔは、１ｍｍ〜２ｍｍ（１０００μｍ〜２０００μｍ）である。線分の起点を設定する間隔は限定されず、対象とする画像の分解能、画素数及び測定作業時間等に応じて変更してもよい。例えば、間隔をｒ／１０程度としても、ｒ／３０とした場合と同等の結果が得られる。

（ＢＨ：１２０ＭＰａ以上）
ＢＨについては、２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分の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１２０ＭＰａ以上とする。これが１２０ＭＰａ未満では、成形しにくく且つ成形後の強度が低いため、優れた焼付硬化性とは言えない。従って、ＢＨは１２０ＭＰａ以上とする。

（III）製造方法
次に、本発明の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。なお、以下の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有するスラブの多軸圧縮加工、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍及び焼戻し熱処理工程をこの順で行う。

（多軸圧縮加工）
スラブは、例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造することができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。

スラブは、多軸圧縮加工に供する前に、９５０℃〜１３００℃に加熱する。スラブ加熱温度が低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまい、フェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、バンド状組織になってしまうおそれがある。

多軸圧縮加工では、１０００℃〜１２５０℃のスラブに幅方向の圧縮加工及び厚さ方向の圧縮加工を行う。多軸圧縮加工により、スラブ中のＭｎ等の合金元素が濃化した部分が細分化されたり、格子欠陥が導入されたりする。このため、多軸圧縮加工中に合金元素が均等に拡散し、後の工程におけるバンド状組織の形成が抑制され、極めて均質な組織が得られる。特に、幅方向の圧縮加工は効果的である。すなわち、多軸圧縮加工により、幅方向に連結して存在する合金元素の濃化部が微細に分断され、合金元素が均一に分散するようになる。この結果、単なる長時間加熱による合金元素の拡散では実現できない組織の均質化を、短時間で実現することができる。

幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率が３％未満では、塑性変形により導入される格子欠陥の量が不十分であり、合金元素の拡散が促進されず、バンド状組織の形成を抑制することができない。従って、幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率は３％以上とし、好ましくは１０％以上とする。一方、幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率が５０％超では、スラブ割れが生じたり、スラブの形状が不均一となって熱間圧延で得られる熱延鋼板の寸法精度が低下したりする。従って、幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。

厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率が３％未満では、塑性変形により導入される格子欠陥の量が不十分であり、合金元素の拡散が促進されず、バンド状組織の形成を抑制することができない。また、形状不良により、熱間圧延の際にスラブの圧延ロールへの噛み込みが不良になるおそれがある。従って、厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率は３％以上とし、好ましくは１０％以上とする。一方、厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率が５０％超では、スラブ割れが生じたり、スラブの形状が不均一となって熱間圧延で得られる熱延鋼板の寸法精度が低下したりする。従って、厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。

幅方向の圧延量と、厚さ方向の圧延量との差が過度に大きい場合、圧延量が小さい方向に垂直な方向ではＭｎ等の合金元素が十分に拡散せず、バンド状組織の形成を十分に抑制できないことがある。特に圧延量の差が２０％超の場合にバンド状組織が形成されやすい。従って、幅方向と厚さ方向との間の圧延量の差は２０％以下とすることが好ましい。

多軸圧縮加工を少なくとも１回行えば、バンド状組織の形成を抑制することができる。バンド状組織の形成を抑制する効果は、多軸圧縮加工を繰り返すことで顕著になる。従って、多軸圧縮加工の回数は１回以上とし、好ましくは２回以上とする。２回以上の多軸圧縮加工を行う場合、多軸圧縮加工の間でスラブを再加熱してもよい。一方、多軸圧縮加工の回数が５回超では、徒に製造コストが増加したり、スケールロスが増加して歩留りが低下する。また、スラブの厚さが不均一になって熱間圧延が困難になる場合がある。従って、多軸圧縮加工の回数は好ましくは５回以下とし、より好ましくは４回以下とする。

（熱間圧延、冷間圧延）
熱間圧延、冷間圧延の方法は特に限定するものではなく、通常の方法を採用することができる。例えば熱間圧延は、多軸圧縮加工後のスラブの仕上げ圧延として行い、冷間圧延は、熱延鋼板の酸洗後に行う。

具体的には、上記熱延工程としてはスラブ加熱温度をＡｒ３点以上とし、８００℃以上で熱延終了後、総圧下率を５０％以下とし、空冷し、約５００〜６００℃の温度で巻き取る等の条件を採用することができる。

なお、Ａｒ３点は次の式により計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ―９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ，Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量（質量％）である。
冷延工程としては、組織を均質化、微細化する観点から、冷間圧延の圧下率は好ましくは５０％以上とする。

（連続焼鈍工程）
そして、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、Ａｃ１以上１０００℃以下の温度域で、１０〜１０００秒加熱保持とする。この温度範囲は、フェライトと硬質組織の体積率を決めるためのものである。焼鈍時間は、冷間加工されたフェライトを十分に再結晶させること、及びフェライトと硬質組織の体積率を制御しやすくするために、１０秒以上とすることが好ましい。また、焼鈍時間を１０００秒を超えると生産性が悪くなる。従って、焼鈍時間は１０〜１０００秒とする。

なお、Ａｃ１点は次の式により計算する。
Ａｃ１＝７５１−１６×Ｃ＋３５×Ｓｉ―２８×Ｍｎ−１６×Ｎｉ＋１３×Ｃｒ−６×Ｃｕ＋３×Ｍｏ
上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ，Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）である。

焼鈍温度保持後、冷却は１０℃〜２００℃／秒の平均冷却速度で冷却とする。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℃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。一方で２００℃／秒超を超えても、その効果は飽和するため、焼鈍後の冷却速度は、１０℃〜２００℃／秒とする。冷却温度は５００℃以下までとする。これは、焼鈍保持後にマルテンサイトを生成させるためである。このとき、２００〜５００℃で冷却を停止し、１０〜１０００秒保持する工程を入れてもよい。

その後、適宜スキンパス圧延を施してもよい。これにより、予ひずみがなくとも、鋼板にひずみが入るので、焼付硬化性を高めることができる。ひずみを鋼板に均一に導入するために、圧下率は０．１％以上とし、板厚制御が困難になるため、５％を上限とする。以上の理由より、好ましくは０．５％以下とする。

その後、加熱により２００℃以上３５０℃以下の温度域で保持される。このとき、好ましくは２５０℃以上３００℃以下とする。保持温度が２００℃未満であった場合、マルテンサイトが焼戻されないため、予ひずみ分配が変化しない。３５０℃超であった場合、全体の固溶炭素量が減ってしまうため、引張強度と焼付硬化性が低下する。一方、硬質組織全体を焼戻すために、保持時間は１００秒以上とする。その後、生産性の観点から、２℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する。

以上の方法で製造された冷延鋼板に、最終のスキンパス圧延を施してもよい。その圧下率は、上記と同じく、０．１％以上５％以下とすればよい。
このようにして、本発明の実施形態に係る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１２５０℃に１時間加熱した後、表２に示す条件にて多軸圧縮加工を行った。次いで、１２５０℃までスラブを再加熱し、表２に示す条件にて熱間圧延を行って熱延鋼板を得た。熱間圧延では、表２に示すＡｒ３点以上までスラブを再加熱し、表２に示す圧下率による熱間圧延を行い、巻き取り後には、巻き取り温度に１時間保持した。表２におけるＦＴは熱間圧延仕上温度、ＣＴは巻取温度である。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厚さが１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。続いて、表２に示す温度で連続焼鈍を行った。続いて、焼戻し熱処理工程を行った。この前後に適宜調質圧延を行った鋼板もあった。表１、表２中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。

そして、得られた冷延鋼板の鋼組織を観察した。鋼組織の観察では、上記の方法により、フェライトの面積率、硬質組織の面積率（ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計面積率）、並びに硬質組織の線分率の標準偏差を測定した。これらの結果を表３に示す。表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。

更に、得られた冷延鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ及びＢＨを測定した。引張強度ＴＳ及び破断伸びＥＬ、焼付硬化値ＢＨ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、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行った。ＢＨは２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分の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。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９００ＭＰａ以上、好ましくは９５０ＭＰａ以上である。また、成形しやすいために、伸びは１０％以上であることは好ましい。また、ＢＨについては、１２０ＭＰａ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、１２０ＭＰａ以上であることが好ましい。

板厚減少率は破断した引張試験片の板厚と元の板厚の比を１より差し引いた値である。これらの結果も表３に示す。ここで、塗装焼付硬化処理後の曲げ性や極限変形能を評価する指標としては、破断後引張試験片の絞りが用いられる。本実施例では、薄鋼板の試験であるため、ＢＨ測定後の引張試験片の板厚減少率を指標として用いた。板厚減少率が４０％未満であると、塗装焼付硬化処理後の試験片はすぐ破断してしまう場合がある。すなわち、部品としての衝突性能が悪い。従って、ＢＨ測定後の引張試験片の板厚減少率は４０％以上が好ましい。

［評価結果］
表３に示すように、本発明範囲内にある試料Ｎｏ.２、３、５〜８、１０、１２、１５、１７、１９〜２１、２３では、いずれも引張強度が９００ＭＰａ以上、ＢＨが１２０ＭＰａ以上、板厚減少率が４０％以上となり、高強度、且つ、焼付硬化性と焼付硬化後の曲げ性に優れることが示された。

一方、試料Ｎｏ.１では、焼戻し温度が低すぎたために、硬質組織が十分に焼戻されず、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ．４では、焼戻し温度が高すぎたために、硬質組織が焼戻されすぎてしまい、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ.９は焼戻し温度が高すぎたため、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ．１１は、焼鈍時の冷却速度が遅すぎたため、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ．１３は加熱温度が低すぎて、また、Ｎｏ．２４では板幅方向からの圧縮変形を実施しなかったために、それぞれ多軸圧延が不十分となって、バンド組織となってしまい、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ．１４では、Ｓｉが少なすぎたために、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ．１６では、焼鈍時間が少なすぎたために、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ．１８では、焼戻しの熱処理時間が短すぎたために、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ．２２では、Ｃが少なすぎたために、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ.２５では、焼鈍温度が低すぎたために、硬質組織が少なく、ＢＨが低かった。試料Ｎｏ.２６では、Ａｌが多すぎたために、ＢＨが低かった。

本発明の焼付硬化用高強度鋼板は、特に、自動車産業分野として利用することができる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２〜２．０％、
Ｍｎ：２．０〜４．０％、
Ｐ：０．０００１〜０．１０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜２．００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１％、
をそれぞれ含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を持ち、組織が面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び、ベイナイトとマルテンサイトの１種または２種を含む３０％以上の硬質組織とからなり、その硬質組織のうち５０％以上が焼戻しマルテンサイトであり、表面から深さ３ｔ／８からｔ／２位置（ｔ：鋼板の板厚）における、板厚方向に沿った各位置で、板厚方向と垂直方向へ引いた線上の前記硬質組織の線分率の標準偏差が、０．０５０以下である鋼組織を有し、ＢＨが１２０ＭＰａ以上を示すことを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度鋼板。
前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が０．１％以下である請求項１に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板。
前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が１．０％以下である請求項１又は２のいずれかに記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板。
前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｗ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下
希土類元素（ＲＥＭ）：０．０１％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が０．０１％以下である請求項１〜３のいずれか１項に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板。
前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００３％以下
を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板。
請求項１に記載の化学組成を有する鋼スラブを１０００℃以上１２５０℃以下の温度域で、製品時の板幅方向から３％以上５０％以下の圧縮変形と、製品時の板幅方向の垂直方向から３％以上５０％以下の圧縮変形からなる多軸変形を、１回以上５回以下施す均質化工程と、
前記スラブを熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延した鋼板にＡｃ１以上１０００℃以下の温度域で１０〜１０００秒加熱保持して、１０℃〜２００℃／秒の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却する焼鈍工程と、
２００℃以上３５０℃以下の温度域で１００秒以上保持後、２℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する焼戻し工程と、を有することを特徴とする、
焼付硬化に優れる請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法。
前記焼鈍工程の後に、スキンパス圧延を行なうことを特徴とする請求項６に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が０．１％以下である請求項６又は７に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が１．０％以下である請求項６〜８のいずれか１項に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｗ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下
希土類元素（ＲＥＭ）：０．０１％以下の１種または２種以上
を含み、２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が０．０１％以下である請求項６〜９のいずれか１項に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記化学組成が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００３％以下
を含むものである請求項６〜１０のいずれか１項に記載の焼付硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。