JP7168137B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
引張強度、プレス成形性、および曲げ加工性を兼ね備えた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。所定の成分組成を有し、ミクロ組織は、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域と板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、特定の組織を含み、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域での平均結晶粒径が６μｍ以下であり、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域の硬度（ＨＶ１）と、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度（ＨＶ２）の差（ＨＶ２－ＨＶ１）が［０．３×引張強度（ＭＰａ）］に対して５％以上１５％以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上、一様伸びが６％以上、かつ限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１．５以下である、高強度鋼板。
Description
本発明は、高強度鋼板およびその製造方法に関する。特に、９８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びに加えて、優れた曲げ加工性を兼ね備え、トラックや乗用車のフレーム、サスペンション部品などの素材として好適である高強度鋼板およびその製造方法に関する。
温暖化抑制を目的とした自動車排ガス規制を背景に、自動車の軽量化が求められている。自動車の軽量化には、自動車部品の素材として使用される材料を高強度化し、薄肉化することで同じ自動車部品に使用する材料の量を低減することが有効である。そのため、高強度鋼板の適用が年々増加している。特に、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板は、軽量化によって自動車の燃費を飛躍的に向上し得る素材として期待されている。
一方で、鋼板の引張強度を高めると延性が低下するため、該鋼板のプレス成形性が悪化する。自動車部品、特にサスペンション部品などの足回り部品は剛性確保のために複雑な形状とする必要がある。そのため、自動車部品の素材には高いプレス成形性、すなわち延性が必要となる。
さらに、鋼板の引張強度を高めると曲げ加工の際に割れが発生しやすくなる。曲げ加工部に割れが発生すると、割れが疲労き裂の発生起点となり、設計上想定していた部品耐久性が得られなくなる可能性がある。そのため、自動車部品などに用いる素材には優れた曲げ加工性が必要となる。
これまでにも、鋼板の引張強度を高めつつ、延性と曲げ加工性を向上させるための様々な技術が提案されている。
しかし、特許文献１～６に記載されているような従来技術には、以下に述べる問題があった。
特許文献１、２に記載の技術では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得られない。また、いずれも熱延鋼板が優れた加工性を有するとされているが、加工性の指標として「伸び」が使用されている。この「伸び」とは、全伸び（Ｅｌ）とも呼ばれ、引張試験において試験片が破断した時点における伸びを表す。しかし、実際には、破断が生じるよりも前の段階でネッキング（くびれ）が生じる。ネッキングが生じると板厚が局所的に薄くなるため、プレス成形時に製品不良となる。そのため、優れたプレス成形性を実現するためには全伸びが高いだけでは十分とはいえない。また、特許文献１、２では、曲げ加工性について言及していない。
特許文献３～５に記載の技術では、曲げ加工性に優れた高強度鋼板が得られるとされているが、いずれも曲げ外側に発生する割れのみ注目している。曲げの外側・内側を問わず、曲げ加工時に割れが発生する場合、その割れが疲労き裂発生起点となり、部品の耐久性が低下する恐れがあるため、曲げ内側の割れを抑制しないと曲げ加工性の確保が十分であるとは言えない。
特許文献６に記載の技術では、曲げ加工性に優れた高強度鋼板が得られるとされているが、曲げ内側に発生する割れのみ注目している。曲げの外側・内側を問わず、曲げ加工時に割れが発生する場合、その割れが疲労き裂発生起点となり、部品の耐久性が低下する恐れがあるため、曲げ内側と曲げ外側の割れ抑制を両立しないと部品の性能を確保できない。
このように、引張強度、プレス成形性、および曲げ加工性を高い水準で兼ね備えた高強度鋼板を得るための技術は依然として確立されていないのが実状である。
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、引張強度、プレス成形性、および曲げ加工性を兼ね備えた高強度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、上記課題を解決するために、９８０ＭＰａ以上の引張強度と、様々な降伏応力と一様伸びを有する鋼板の仮想的な応力－ひずみ曲線を作成し、応力－ひずみ曲線を用いてサスペンション部品のプレス成形シミュレーションを行なった。そして、シミュレーションの結果に基づいて、優れたプレス成形性を得るために必要な鋼板の特性を検討した。
その結果、引張強度９８０ＭＰａ以上の鋼板では、一様伸びを６％以上確保すると、プレス成形時の減肉が最小限に抑えられ、プレス成形不良を抑制できることがわかった。
また、本発明者らは、引張強度９８０ＭＰａ以上と一様伸び６％以上を得るために、最適な鋼板組織の検討を行った。その結果、主相が上部ベイナイトであり、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含む硬質第２相を適正量含有するミクロ組織とすることにより、９８０ＭＰａ以上の高強度と６％以上の一様伸びを両立できることを明らかにした。
なお、ここでいう上部ベイナイトとは、方位差が１５°未満のラス状フェライトの集合体であり、ラス状フェライト間にＦｅ系炭化物および／または残留オーステナイトを有する組織（ただし、ラス状フェライト間にＦｅ系炭化物および／または残留オーステナイトを有しない場合も含む）を意味する。ラス状フェライトは、パーライト中のラメラ状（層状）フェライトやポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状でかつ内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はＳＥＭ（走査電子顕微鏡）やＴＥＭ（透過電子顕微鏡）を用いて区別可能である。なお、ラス間に残留オーステナイトを有する場合は、ラス状フェライト部のみを上部ベイナイトとみなし、残留オーステナイトとは区別する。また、フレッシュマルテンサイトとは、Ｆｅ系炭化物を有しないマルテンサイトである。フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトは、ＳＥＭでは同様のコントラストを有するが、電子線反射回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用いて区別可能である。
次に、本発明者らは、９８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを有する高強度鋼板の曲げ加工性について検討を行なった。具体的には、製造方法の異なる引張強度９８０ＭＰａ以上、一様伸び６％以上の鋼板を用いて、９０°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ割れの破面と割れ近傍のミクロ組織を観察した。曲げ外側では、割れ破面が延性破面であり、割れ近傍のミクロ組織にボイドが多く観察されたことから、曲げ外割れは延性破壊であることが分かった。一方、曲げ内側では、割れ破面が脆性破面であり、割れ近傍のミクロ組織にボイドが観察されないことから、曲げ内割れは強圧縮による脆性破壊であることが分かった。したがって、延性の向上は曲げ外割れを抑制でき、耐圧縮脆化特性の向上は曲げ内割れを抑制できる。そのために曲げ割れが発生し得る表層領域とその近傍領域のミクロ組織を制御する必要があることもわかった。
本発明は、以上の知見をもとにさらに検討を加えてなされたものであり、以下を要旨とする。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．５～１．２％、
Ｍｎ：１．５～４．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、および
Ｂ：０．０００５～０．０１０％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織は、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域において、面積率で８０％以上の上部ベイナイトと、合計の面積率で２％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含み、
板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、面積率で７０％以上の上部ベイナイトと、合計の面積率で３％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含み、
鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域での平均結晶粒径が６μｍ以下であり、
鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域の硬度（ＨＶ１）と、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度（ＨＶ２）の差（ＨＶ２－ＨＶ１）が［０．３×引張強度（ＭＰａ）］に対して５％以上１５％以下であり、
引張強度が９８０ＭＰａ以上、一様伸びが６％以上、かつ限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１．５以下である、高強度鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下、
の少なくとも１種を含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．３％以下、
Ｎｂ：０．３％以下、および
Ｖ：０．３％以下
の少なくとも１種を含有する、［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．００５～０．０２０％
を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、および
ＲＥＭ：０．０１％以下
の少なくとも１種を含有する、［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高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を１１５０℃以上の加熱温度に加熱し、
次いで、粗圧延を施した後、
ＲＣ１以下の温度範囲での合計圧下率が２５％以上８０％以下で、かつ仕上圧延終了温度：（ＲＣ２－５０℃）以上（ＲＣ２＋１２０℃）以下の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０ｓ以内、板厚３／１０位置での平均冷却速度：１５℃／ｓ以上、冷却停止温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で冷却し、
前記冷却後の熱延鋼板を、巻取温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取り、
２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する、高強度鋼板の製造方法。
なお、ＲＣ１、ＲＣ２、Ｔｒｓは、下記（１）、（２）、（３）式でそれぞれ定義される。
ＲＣ１（℃）＝９００＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（１）
ＲＣ２（℃）＝７５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋３５０×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋１０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（２）
Ｔｒｓ（℃）＝５００－４５０×Ｃ－３５×Ｍｎ－１５×Ｃｒ－１０×Ｎｉ－２０×Ｍｏ…（３）
ここで、上記（１）、（２）、（３）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
［７］前記熱間圧延終了後の冷却工程において、表層の平均冷却速度と板厚３／１０位置での平均冷却速度が（４）式をする、［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
表層の平均冷却速度－板厚３／１０位置での平均冷却速度≧１０℃／ｓ…（４）
［１］質量％で、
Ｃ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．５～１．２％、
Ｍｎ：１．５～４．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、および
Ｂ：０．０００５～０．０１０％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織は、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域において、面積率で８０％以上の上部ベイナイトと、合計の面積率で２％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含み、
板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、面積率で７０％以上の上部ベイナイトと、合計の面積率で３％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含み、
鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域での平均結晶粒径が６μｍ以下であり、
鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域の硬度（ＨＶ１）と、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度（ＨＶ２）の差（ＨＶ２－ＨＶ１）が［０．３×引張強度（ＭＰａ）］に対して５％以上１５％以下であり、
引張強度が９８０ＭＰａ以上、一様伸びが６％以上、かつ限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１．５以下である、高強度鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下、
の少なくとも１種を含有する、［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．３％以下、
Ｎｂ：０．３％以下、および
Ｖ：０．３％以下
の少なくとも１種を含有する、［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．００５～０．０２０％
を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、および
ＲＥＭ：０．０１％以下
の少なくとも１種を含有する、［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高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を１１５０℃以上の加熱温度に加熱し、
次いで、粗圧延を施した後、
ＲＣ１以下の温度範囲での合計圧下率が２５％以上８０％以下で、かつ仕上圧延終了温度：（ＲＣ２－５０℃）以上（ＲＣ２＋１２０℃）以下の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０ｓ以内、板厚３／１０位置での平均冷却速度：１５℃／ｓ以上、冷却停止温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で冷却し、
前記冷却後の熱延鋼板を、巻取温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取り、
２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する、高強度鋼板の製造方法。
なお、ＲＣ１、ＲＣ２、Ｔｒｓは、下記（１）、（２）、（３）式でそれぞれ定義される。
ＲＣ１（℃）＝９００＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（１）
ＲＣ２（℃）＝７５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋３５０×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋１０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（２）
Ｔｒｓ（℃）＝５００－４５０×Ｃ－３５×Ｍｎ－１５×Ｃｒ－１０×Ｎｉ－２０×Ｍｏ…（３）
ここで、上記（１）、（２）、（３）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
［７］前記熱間圧延終了後の冷却工程において、表層の平均冷却速度と板厚３／１０位置での平均冷却速度が（４）式をする、［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
表層の平均冷却速度－板厚３／１０位置での平均冷却速度≧１０℃／ｓ…（４）
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強度、プレス成形性、および曲げ加工性を兼ね備え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、引張強度が高いにもかかわらず、プレス成形性に優れており、ネッキングや割れ等の成形不良を生じることなくプレス成形することができる。また、本発明の高強度鋼板をトラックや乗用車の部材に適用した場合、安全性を確保しつつ使用鋼材を減らすことで自動車車体の重量軽減が可能となり、環境負荷低減に寄与できる。
なお、本発明において、プレス成形性に優れるとは、６％以上の一様伸びを有することを意味する。また、曲げ加工性に優れるとは、９０°Ｖ曲げ試験において、曲げ外側と曲げ内側とも深さ５０μｍ以上の割れが発生しない限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比であるＲ／ｔが１．５以下であることをいう。
以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態の例を示すものであって、本発明はこれに限定されない。
［成分組成］
はじめに、本発明の高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、含有量の単位としての「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
はじめに、本発明の高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、含有量の単位としての「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０５～０．２０％
Ｃは、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。Ｃは、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進し、高強度化に寄与する。また、Ｃは、マルテンサイトの強度を高めることによっても高強度化に寄与する。９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、Ｃ含有量を０．０５％以上とする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０６％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、マルテンサイトの強度が過度に上昇し、主相としての上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとの強度差が大きくなり、その結果、一様伸びが低下する。そのため、Ｃ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１８％以下とする。
Ｃは、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。Ｃは、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進し、高強度化に寄与する。また、Ｃは、マルテンサイトの強度を高めることによっても高強度化に寄与する。９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、Ｃ含有量を０．０５％以上とする必要がある。そのため、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０６％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、マルテンサイトの強度が過度に上昇し、主相としての上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとの強度差が大きくなり、その結果、一様伸びが低下する。そのため、Ｃ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１８％以下とする。
Ｓｉ：０．５～１．２％
Ｓｉは、Ｆｅ系炭化物の形成を抑制する作用を有し、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより未変態オーステナイトにＣが分配され、熱間圧延工程での巻取後の冷却で、未変態オーステナイトがフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなり、所望のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを得ることができる。これらの効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．５％以上とする必要がある。好ましくは、Ｓｉ含有量を０．６％以上とする。一方、Ｓｉの含有量が１．２％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが所望の面積率よりも多く形成し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、曲げ性を悪化させる可能性がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．２％以下とし、好ましくは１．１％以下とする。
Ｓｉは、Ｆｅ系炭化物の形成を抑制する作用を有し、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより未変態オーステナイトにＣが分配され、熱間圧延工程での巻取後の冷却で、未変態オーステナイトがフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなり、所望のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを得ることができる。これらの効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．５％以上とする必要がある。好ましくは、Ｓｉ含有量を０．６％以上とする。一方、Ｓｉの含有量が１．２％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが所望の面積率よりも多く形成し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、曲げ性を悪化させる可能性がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．２％以下とし、好ましくは１．１％以下とする。
Ｍｎ：１．５～４．０％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．５％以上とする必要がある。そのため、Ｍｎ含有量を１．５％以上とし、好ましくは１．７％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過剰に生成し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とし、好ましくは３．８％以下とする。
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．５％以上とする必要がある。そのため、Ｍｎ含有量を１．５％以上とし、好ましくは１．７％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過剰に生成し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とし、好ましくは３．８％以下とする。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。しかし、Ｐは、熱間圧延時のオーステナイト粒界に偏析することで、熱間圧延時のスラブ割れを発生させる元素でもある。また、粒界に偏析して一様伸びを低下させる。このため、Ｐ含有量を極力低くすることが好ましいが、０．１０％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。下限については特に限定されるものではないがＰ含有量が０．０００２％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００２％以上が好ましい。
Ｐは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。しかし、Ｐは、熱間圧延時のオーステナイト粒界に偏析することで、熱間圧延時のスラブ割れを発生させる元素でもある。また、粒界に偏析して一様伸びを低下させる。このため、Ｐ含有量を極力低くすることが好ましいが、０．１０％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。下限については特に限定されるものではないがＰ含有量が０．０００２％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００２％以上が好ましい。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、これがボイドの発生を早めることで一様伸びが低下する。そのため、Ｓ含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０３％までのＳの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量を０．０３％以下とする。下限については特に限定されるものではないが、Ｓ含有量が０．０００２％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００２％以上が好ましい。
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、これがボイドの発生を早めることで一様伸びが低下する。そのため、Ｓ含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０３％までのＳの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量を０．０３％以下とする。下限については特に限定されるものではないが、Ｓ含有量が０．０００２％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００２％以上が好ましい。
Ａｌ：０．００１～２．０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満ではその効果が十分ではないため、Ａｌ含有量は０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に、Ｆｅ系炭化物の形成を抑制する効果があり、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより、巻取り後の冷却でのフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。一方、Ａｌの過剰な含有は、酸化物系介在物の増加を招き、一様伸びを低下させる。したがって、Ａｌ含有量は２．０％以下、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．１％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満ではその効果が十分ではないため、Ａｌ含有量は０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に、Ｆｅ系炭化物の形成を抑制する効果があり、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより、巻取り後の冷却でのフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。一方、Ａｌの過剰な含有は、酸化物系介在物の増加を招き、一様伸びを低下させる。したがって、Ａｌ含有量は２．０％以下、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．１％以下とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、一般に結晶粒微細化に寄与する。しかし、Ｎは高温でＴｉと結合して粗大な窒化物を形成するため、０．０１％超の含有は一様伸び低下の原因になる。このため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。下限については特に限定されるものではないが、Ｎ含有量が０．０００２％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００２％以上が好ましい。
Ｎは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、一般に結晶粒微細化に寄与する。しかし、Ｎは高温でＴｉと結合して粗大な窒化物を形成するため、０．０１％超の含有は一様伸び低下の原因になる。このため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。下限については特に限定されるものではないが、Ｎ含有量が０．０００２％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００２％以上が好ましい。
Ｏ：０．０１％以下
Ｏは、酸化物を生成し、成形性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となる。このことから、Ｏ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％、より好ましくは０．００３％とする。下限は特に規定しないが、０．００００５％未満では生産能率の著しい低下を招く場合があるため、０．００００５％以上が好ましい。
Ｏは、酸化物を生成し、成形性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となる。このことから、Ｏ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％、より好ましくは０．００３％とする。下限は特に規定しないが、０．００００５％未満では生産能率の著しい低下を招く場合があるため、０．００００５％以上が好ましい。
Ｂ：０．０００５～０．０１０％
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することで、上部ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。そのため、Ｂ含有量を０．０００５％以上とし、好ましくは０．０００６％とし、より好ましくは０．０００７％とする。一方、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、上記した効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量を０．０１０％以下とし、好ましくは０．００９％以下とし、より好ましくは０．００８％以下とする。
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することで、上部ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。そのため、Ｂ含有量を０．０００５％以上とし、好ましくは０．０００６％とし、より好ましくは０．０００７％とする。一方、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、上記した効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量を０．０１０％以下とし、好ましくは０．００９％以下とし、より好ましくは０．００８％以下とする。
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、およびＷが挙げられる。成分組成がＺｒ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、およびＷのうち少なくとも１つを不可避的不純物として含有する場合、これらの元素の合計含有量を０．５％以下とすることが好ましい。
本発明の高強度鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素の少なくとも１種を任意に含有することができる。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは炭化物形成元素であり、巻取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイトと未変態オーステナイトとの間の界面に偏析してベイナイト変態の駆動力を低下させ、上部ベイナイト変態を停留させる効果を有する。上部ベイナイトへの変態が停留することで残存した未変態オーステナイトは、巻取り後の冷却によりフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｃｒを添加した場合、Ｃｒも所望の面積率のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの形成に寄与する。この効果は、Ｃｒが好ましくは０．１％以上で得られる。しかし、ＣｒはＣｒ含有量が１．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過剰に生成し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、曲げ性が悪化するため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．０％以下とし、好ましくは０．９％以下とし、より好ましくは０．８％以下とする。
Ｃｒは炭化物形成元素であり、巻取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイトと未変態オーステナイトとの間の界面に偏析してベイナイト変態の駆動力を低下させ、上部ベイナイト変態を停留させる効果を有する。上部ベイナイトへの変態が停留することで残存した未変態オーステナイトは、巻取り後の冷却によりフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｃｒを添加した場合、Ｃｒも所望の面積率のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの形成に寄与する。この効果は、Ｃｒが好ましくは０．１％以上で得られる。しかし、ＣｒはＣｒ含有量が１．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過剰に生成し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、曲げ性が悪化するため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．０％以下とし、好ましくは０．９％以下とし、より好ましくは０．８％以下とする。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、巻取り冷却後のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過度に生成してその結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、一様伸びを悪化させる。この効果は、Ｍｏが好ましくは０．１％以上で得られる。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とし、好ましくは０．９％以下とし、より好ましくは０．８％以下とする。
Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、巻取り冷却後のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に寄与する。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過度に生成してその結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、一様伸びを悪化させる。この効果は、Ｍｏが好ましくは０．１％以上で得られる。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とし、好ましくは０．９％以下とし、より好ましくは０．８％以下とする。
また、本発明の高強度鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素の少なくとも１つを任意に含有することができる。
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｃｕは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。この効果は、Ｃｕが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、高強度鋼板の表面性状の低下を招き、高強度鋼板の曲げ性を劣化させる。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を２．０％以下とし、好ましくは１．９％以下とし、より好ましくは１．８％以下とする。
Ｃｕは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｃｕは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。この効果は、Ｃｕが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、高強度鋼板の表面性状の低下を招き、高強度鋼板の曲げ性を劣化させる。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を２．０％以下とし、好ましくは１．９％以下とし、より好ましくは１．８％以下とする。
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｎｉは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。この効果は、Ｎｉが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過度に増加して、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、高強度鋼板の延性を劣化させる。したがって、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を２．０％以下とし、好ましくは１．９％以下とし、より好ましくは１．８％以下とする。
Ｎｉは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｎｉは、焼入れ性の向上を通じてベイナイトの形成を促進し、強度向上に寄与する。この効果は、Ｎｉが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過度に増加して、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、高強度鋼板の延性を劣化させる。したがって、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を２．０％以下とし、好ましくは１．９％以下とし、より好ましくは１．８％以下とする。
Ｔｉ：０．３％以下
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。Ｔｉは、オーステナイトの高温域で窒化物を形成する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態になる。したがって、Ｔｉを添加した場合、Ｔｉも上部ベイナイトの生成に必要な焼入れ性の確保に寄与し、強度が向上する。この効果は、Ｔｉが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、Ｔｉ窒化物が多量に生成し、一様伸びを低下させる。したがって、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．３％以下とし、好ましくは０．２８％以下とし、より好ましくは０．２５％以下とする。
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。Ｔｉは、オーステナイトの高温域で窒化物を形成する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態になる。したがって、Ｔｉを添加した場合、Ｔｉも上部ベイナイトの生成に必要な焼入れ性の確保に寄与し、強度が向上する。この効果は、Ｔｉが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、Ｔｉ窒化物が多量に生成し、一様伸びを低下させる。したがって、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．３％以下とし、好ましくは０．２８％以下とし、より好ましくは０．２５％以下とする。
Ｎｂ：０．３％以下
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、上部ベイナイトの粒径微細化とフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの面積率の増加に寄与する。また、Ｎｂは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却されることでフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｎｂを添加した場合、Ｎｂも所望の面積率のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの形成に寄与する。この効果は、Ｎｂが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｎｂ含有量が０．３％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過度に増加し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、一様伸びが低下する。したがって、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．３％以下とし、好ましくは０．２８％以下とし、より好ましくは０．２５％以下とする。
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、上部ベイナイトの粒径微細化とフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの面積率の増加に寄与する。また、Ｎｂは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却されることでフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｎｂを添加した場合、Ｎｂも所望の面積率のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの形成に寄与する。この効果は、Ｎｂが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｎｂ含有量が０．３％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過度に増加し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、一様伸びが低下する。したがって、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．３％以下とし、好ましくは０．２８％以下とし、より好ましくは０．２５％以下とする。
Ｖ：０．３％以下
Ｖは、析出強化および固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｖは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、上部ベイナイトの粒径微細化に寄与する。また、Ｖは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却されることでフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｖを添加した場合、Ｖも所望の面積率のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの形成に寄与する。この効果は、Ｖが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｖ含有量が０．３％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過度に増加し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、一様伸びが低下する。したがって、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．３％以下とし、好ましくは０．２８％以下とし、より好ましくは０．２５％以下とする。
Ｖは、析出強化および固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｖは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、上部ベイナイトの粒径微細化に寄与する。また、Ｖは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、巻取り後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイトと未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却されることでフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとなる。したがって、Ｖを添加した場合、Ｖも所望の面積率のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの形成に寄与する。この効果は、Ｖが好ましくは０．０１％以上で得られる。しかし、Ｖ含有量が０．３％を超えるとフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが過度に増加し、その結果、所望の上部ベイナイトの面積率が得られないため、一様伸びが低下する。したがって、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．３％以下とし、好ましくは０．２８％以下とし、より好ましくは０．２５％以下とする。
また、本発明の高強度鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素を任意に含有することができる。
Ｓｂ：０．００５～０．０２０％
Ｓｂは、鋼素材（スラブ）を加熱する際に鋼素材表面の窒化を抑制する効果を有する元素である。Ｓｂを添加することにより、鋼素材の表層部におけるＢＮの析出を抑制することができる。その結果、残存する固溶Ｂはベイナイトの生成に必要な焼入れ性の確保と、それによる鋼板の強度向上に寄与する。Ｓｂを添加する場合、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００５％以上とし、好ましくは０．００６％以上とし、より好ましくは０．００７％以上する。一方、Ｓｂ含有量が０．０２０％を超えると、鋼の靭性が低下し、スラブ割れおよび熱間圧延割れを引き起こす場合がある。したがって、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．０２０％以下とし、好ましくは０．０１９％以下とし、より好ましくは０．０１８％以下とする。
Ｓｂは、鋼素材（スラブ）を加熱する際に鋼素材表面の窒化を抑制する効果を有する元素である。Ｓｂを添加することにより、鋼素材の表層部におけるＢＮの析出を抑制することができる。その結果、残存する固溶Ｂはベイナイトの生成に必要な焼入れ性の確保と、それによる鋼板の強度向上に寄与する。Ｓｂを添加する場合、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００５％以上とし、好ましくは０．００６％以上とし、より好ましくは０．００７％以上する。一方、Ｓｂ含有量が０．０２０％を超えると、鋼の靭性が低下し、スラブ割れおよび熱間圧延割れを引き起こす場合がある。したがって、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．０２０％以下とし、好ましくは０．０１９％以下とし、より好ましくは０．０１８％以下とする。
また、本発明における高強度鋼板の成分組成は、さらに以下に挙げる元素の少なくとも１種を任意に含有することができる。以下に挙げる元素は、プレス成形性等の特性のさらなる向上に寄与する。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。この効果は、Ｃａが好ましくは０．００１％以上で得られる。しかし、Ｃａ含有量が０．０１％を超えると、Ｃａ系介在物が増加して鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０１％以下とする。
Ｃａは、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。この効果は、Ｃａが好ましくは０．００１％以上で得られる。しかし、Ｃａ含有量が０．０１％を超えると、Ｃａ系介在物が増加して鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０１％以下とする。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。この効果は、Ｍｇが好ましくは０．００１％以上で得られる。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０１％以下とする。
Ｍｇは、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。この効果は、Ｍｇが好ましくは０．００１％以上で得られる。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０１％以下とする。
ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。この効果は、ＲＥＭが好ましくは０．００１％以上で得られる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１％を超えると、鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１％以下とする。
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、鋼板のせん断端面の割れ抑制および曲げ加工性のさらなる向上に寄与する。この効果は、ＲＥＭが好ましくは０．００１％以上で得られる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１％を超えると、鋼の清浄度が悪化し、かえってせん断端面割れや曲げ加工割れの原因となる場合がある。したがって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１％以下とする。
［ミクロ組織］
次に、本発明の高強度鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
次に、本発明の高強度鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
本発明の高強度鋼板は、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域において、面積率で８０％以上の上部ベイナイトと、合計の面積率で２％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含み、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、面積率で７０％以上の上部ベイナイトと、合計の面積率で３％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含み、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域での平均結晶粒径が６μｍ以下であり、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域の硬度（ＨＶ１）と、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度（ＨＶ２）の差（ＨＶ２－ＨＶ１）が［０．３×引張強度（ＭＰａ）］に対して５％以上１５％以下である、ミクロ組織を有する。
鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域において、上部ベイナイト：８０％以上、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト：合計の面積率で２％以上
本発明の高強度鋼板では、軟質の上部ベイナイトに硬質なフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを微細分散させることによって、延性を向上させ、曲げ外割れを抑制できる。この効果を得るために、表層での上部ベイナイトの面積分率を８０％以上とし、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの面積率を２％以上とする。好ましくは、上部ベイナイトの面積率を８５％以上とし、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの面積率を３％以上とする。なお、一方、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの合計の面積率が２０％以上になると、曲げ性が低下する可能性がある理由から、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの合計の面積率を２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１８％以下、さらに好ましくは１５％以下とする。
本発明の高強度鋼板では、軟質の上部ベイナイトに硬質なフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを微細分散させることによって、延性を向上させ、曲げ外割れを抑制できる。この効果を得るために、表層での上部ベイナイトの面積分率を８０％以上とし、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの面積率を２％以上とする。好ましくは、上部ベイナイトの面積率を８５％以上とし、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの面積率を３％以上とする。なお、一方、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの合計の面積率が２０％以上になると、曲げ性が低下する可能性がある理由から、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの合計の面積率を２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１８％以下、さらに好ましくは１５％以下とする。
鋼板の表層領域では、冷却速度が速いため、ベイナイト変態の進行が速く、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを形成するためのＣの濃化が内部より少ない。Ｃの濃化が少ないと、マルテンサイト変態が抑制される。その結果、鋼板の表層領域のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの面積率が内部より少ない。
板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、面積率で７０％以上の上部ベイナイトと、合計の面積率で３％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト
本発明では、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、上部ベイナイトを主相として含む。上部ベイナイトの面積率が７０％未満であると、９８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを実現することができない。そのため、上部ベイナイトの面積率を７０％以上とし、好ましくは８０％以上とする。また、本発明では、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含む。フレッシュマルテンサイトは、加工硬化を促進して塑性不安定（ｐｌａｓｔｉｃ ｉｎｓｔａｂｉｌｉｔｙ）の開始を遅らせることにより一様伸びを向上させる効果を有している。残留オーステナイトはＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）効果により一様伸びを上げることができる。これらの効果を得るために、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの合計の面積率を３％以上とし、好ましくは４％以上とする。
また、本発明では、板厚３／１０位置以降の板厚中央付近のミクロ組織について、曲げ性への影響が小さいが、延性の観点から上部ベイナイトの面積率６０％以上が好ましい。板厚中心のＭｎ偏析によりフレッシュマルテンサイト／焼き戻しマルテンサイト／残留オーステナイトなどが４０％まで含んでもよい。
本発明では、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、上部ベイナイトを主相として含む。上部ベイナイトの面積率が７０％未満であると、９８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びを実現することができない。そのため、上部ベイナイトの面積率を７０％以上とし、好ましくは８０％以上とする。また、本発明では、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含む。フレッシュマルテンサイトは、加工硬化を促進して塑性不安定（ｐｌａｓｔｉｃ ｉｎｓｔａｂｉｌｉｔｙ）の開始を遅らせることにより一様伸びを向上させる効果を有している。残留オーステナイトはＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）効果により一様伸びを上げることができる。これらの効果を得るために、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの合計の面積率を３％以上とし、好ましくは４％以上とする。
また、本発明では、板厚３／１０位置以降の板厚中央付近のミクロ組織について、曲げ性への影響が小さいが、延性の観点から上部ベイナイトの面積率６０％以上が好ましい。板厚中心のＭｎ偏析によりフレッシュマルテンサイト／焼き戻しマルテンサイト／残留オーステナイトなどが４０％まで含んでもよい。
鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域での平均結晶粒径：６μｍ以下
曲げ内割れは強圧縮による脆性破壊である。すなわち、耐圧縮脆化特性を向上させると曲げ内割れを抑制することができる。そして、結晶粒微細化によって圧縮脆化が起こりにくくなる。この効果を得るためには、表層領域での平均結晶粒径を６μｍ以下、好ましくは５μｍ以下とする。平均結晶粒径が小さくなるほど耐圧縮脆化向上の効果が得られるが、平均結晶粒径が小さくなりすぎると、強度が高くなるとともに伸びが低下し、外曲げの割れを抑制できない恐れがある。このため、表層領域での平均結晶粒径２μｍ以上が好ましい。
曲げ内割れは強圧縮による脆性破壊である。すなわち、耐圧縮脆化特性を向上させると曲げ内割れを抑制することができる。そして、結晶粒微細化によって圧縮脆化が起こりにくくなる。この効果を得るためには、表層領域での平均結晶粒径を６μｍ以下、好ましくは５μｍ以下とする。平均結晶粒径が小さくなるほど耐圧縮脆化向上の効果が得られるが、平均結晶粒径が小さくなりすぎると、強度が高くなるとともに伸びが低下し、外曲げの割れを抑制できない恐れがある。このため、表層領域での平均結晶粒径２μｍ以上が好ましい。
すなわち、９８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びおよび良好な曲げ加工性を得るためには、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの一様伸び向上効果と表層ミクロ組織のコントロールによる曲げ割れ抑制効果を組み合わせることによって初めて達成することができる。
鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域の硬度（ＨＶ１）と、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度（ＨＶ２）の差（ＨＶ２－ＨＶ１）が［０．３×引張強度（ＭＰａ）］に対して５％以上１５％以下
本発明の高強度鋼板では、軟質な表層によって曲げ外側の割れを抑制し、その表層と隣接する硬質な内部によって曲げ割れの板厚方向の成長を抑制する。このような曲げ割れの発生と成長を抑制する効果を得るには、表層領域の硬度（ＨＶ１）と内部領域（ＨＶ２）の硬度の差（ＨＶ２－ＨＶ１）が、０．３×引張強度（ＭＰａ）に対して５％以上とする。好ましくは６％以上とし、より好ましくは７％以上とする。一方、表層領域の硬度と内部領域の硬度の差が大きいと、引張試験において表層と内部との間にひずみ不整合が生じ、目標の引張特性を得られない。したがって、表層領域の硬度と内部領域の硬度の差を０．３×引張強度（ＭＰａ）に対して１５％以下とする。好ましくは１４％以下とし、より好ましくは１３％以下とする。なお、上記の効果は鋼板の表面と板厚内部の冷却速度制御を実施することで得られる。
本発明の高強度鋼板では、軟質な表層によって曲げ外側の割れを抑制し、その表層と隣接する硬質な内部によって曲げ割れの板厚方向の成長を抑制する。このような曲げ割れの発生と成長を抑制する効果を得るには、表層領域の硬度（ＨＶ１）と内部領域（ＨＶ２）の硬度の差（ＨＶ２－ＨＶ１）が、０．３×引張強度（ＭＰａ）に対して５％以上とする。好ましくは６％以上とし、より好ましくは７％以上とする。一方、表層領域の硬度と内部領域の硬度の差が大きいと、引張試験において表層と内部との間にひずみ不整合が生じ、目標の引張特性を得られない。したがって、表層領域の硬度と内部領域の硬度の差を０．３×引張強度（ＭＰａ）に対して１５％以下とする。好ましくは１４％以下とし、より好ましくは１３％以下とする。なお、上記の効果は鋼板の表面と板厚内部の冷却速度制御を実施することで得られる。
上記ミクロ組織は、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、および残留オーステナイト以外の任意の組織（以下、「その他の組織」という）をさらに含有することができる。ミクロ組織制御の効果を高めるという観点からは、その他の組織の合計の面積率を３％以下とすることが好ましい。言い換えると、上記ミクロ組織における上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、および残留オーステナイトの合計面積率を９７％以上とすることが好ましい。その他の組織としては、例えば、セメンタイト、ポリゴナルフェライト、パーライト、焼き戻しマルテンサイト、および下部ベイナイトなどが挙げられる。
［機械的特性］
本発明の高強度鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びおよびＲ／ｔ（曲げ外側と曲げ内側ともに深さ５０μｍ以上の割れが発生しない限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比）が１．５以下を兼ね備えている。そのため、本発明の高強度鋼板は、引張強度が高いにもかかわらず、プレス成形性に優れており、ネッキングや割れ等の成形不良を生じることなくプレス成形することができるとともに、曲げ加工部において曲げ外側も曲げ内側も大きな割れが発生することなく部品の耐久性を確保できる。したがって、トラックや乗用車の部材に適用した場合、安全性を確保できる。
本発明の高強度鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度と６％以上の一様伸びおよびＲ／ｔ（曲げ外側と曲げ内側ともに深さ５０μｍ以上の割れが発生しない限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比）が１．５以下を兼ね備えている。そのため、本発明の高強度鋼板は、引張強度が高いにもかかわらず、プレス成形性に優れており、ネッキングや割れ等の成形不良を生じることなくプレス成形することができるとともに、曲げ加工部において曲げ外側も曲げ内側も大きな割れが発生することなく部品の耐久性を確保できる。したがって、トラックや乗用車の部材に適用した場合、安全性を確保できる。
なお、本発明のミクロ組織、硬度、機械的特性については、後述の実施例に記載の測定方法により求めることができる。
［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における高強度鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明における温度は、とくに断らない限り、対象物（鋼素材または鋼板）の表面温度を表すものとする。
次に、本発明の一実施形態における高強度鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明における温度は、とくに断らない限り、対象物（鋼素材または鋼板）の表面温度を表すものとする。
本発明の高強度鋼板は、鋼素材に対して、下記（１）～（５）の処理を順次施すことにより製造することができる。以下、各工程について説明する。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却（第１の冷却）
（４）巻取り
（５）冷却（第２の冷却）
なお、鋼素材としては、上述した成分組成を有するものであれば任意のものを用いることができる。最終的に得られる高強度鋼板の成分組成は、使用した鋼素材の成分組成と同じである。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。また、鋼素材の製造方法は、特に限定されない。例えば、上記成分組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法で鋼素材を得ることができる。造塊－分塊圧延方法など、連続鋳造法以外の方法を用いることもできる。また、原料としてスクラップを使用しても構わない。鋼素材は、連続鋳造法などの方法によって製造された後、直接、次の加熱工程に供してもよく、また、冷却して温片または冷片となった鋼素材を加熱工程に供してもよい。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）冷却（第１の冷却）
（４）巻取り
（５）冷却（第２の冷却）
なお、鋼素材としては、上述した成分組成を有するものであれば任意のものを用いることができる。最終的に得られる高強度鋼板の成分組成は、使用した鋼素材の成分組成と同じである。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。また、鋼素材の製造方法は、特に限定されない。例えば、上記成分組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法で鋼素材を得ることができる。造塊－分塊圧延方法など、連続鋳造法以外の方法を用いることもできる。また、原料としてスクラップを使用しても構わない。鋼素材は、連続鋳造法などの方法によって製造された後、直接、次の加熱工程に供してもよく、また、冷却して温片または冷片となった鋼素材を加熱工程に供してもよい。
（１）加熱
まず、鋼素材を、１１５０℃以上の加熱温度に加熱する。通常、鋼素材中では、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素のほとんどが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大で不均一な析出物の存在は、一般的にトラック用、乗用車用部品向けの高強度鋼板に求められる諸特性（例えば、耐せん断端面割れ性、曲げ加工性、バーリング加工性など）の悪化を招く。そのため、熱間圧延に先だって鋼素材を加熱し、粗大な析出物を固溶する必要がある。具体的には、粗大な析出物を十分に固溶させるためには、鋼素材の加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を招く。そのため、歩留まりの向上という観点からは、鋼素材の加熱温度を１３５０℃以下とすることが好ましい。鋼素材の加熱温度の下限は、より好ましくは１１８０℃以上であり、さらに好ましくは１２００℃以上以下である。鋼素材の加熱温度の上限は、より好ましくは１３００℃以下であり、さらに好ましくは１２８０℃以下である。
まず、鋼素材を、１１５０℃以上の加熱温度に加熱する。通常、鋼素材中では、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素のほとんどが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大で不均一な析出物の存在は、一般的にトラック用、乗用車用部品向けの高強度鋼板に求められる諸特性（例えば、耐せん断端面割れ性、曲げ加工性、バーリング加工性など）の悪化を招く。そのため、熱間圧延に先だって鋼素材を加熱し、粗大な析出物を固溶する必要がある。具体的には、粗大な析出物を十分に固溶させるためには、鋼素材の加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を招く。そのため、歩留まりの向上という観点からは、鋼素材の加熱温度を１３５０℃以下とすることが好ましい。鋼素材の加熱温度の下限は、より好ましくは１１８０℃以上であり、さらに好ましくは１２００℃以上以下である。鋼素材の加熱温度の上限は、より好ましくは１３００℃以下であり、さらに好ましくは１２８０℃以下である。
加熱においては、鋼素材の温度を均一化するという観点からは、鋼素材を前記加熱温度まで昇温した後、当該加熱温度に保持することが好ましい。加熱温度に保持する時間（保持時間）は特に限定されないが、鋼素材の温度の均一性を高めるという観点からは、１８００秒以上とすることが好ましい。一方、保持時間が１００００秒を超えると、スケール発生量が増大する。その結果、続く熱間圧延においてスケール噛み込み等が発生し易くなり、表面疵不良による歩留まりの低下を招く。そのため、保持時間は１００００秒以下とすることが好ましく、８０００秒以下とすることがより好ましい。
（２）熱間圧延
次いで、加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延とからなるものであってよい。粗圧延を行う場合、その条件は特に限定されない。また、粗圧延後、表面スケールを除去するために、仕上げ圧延に先立ってデスケーリングを行うことが好ましい。なお、仕上圧延においてスタンド間でデスケーリングを行ってもよい。
次いで、加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延とからなるものであってよい。粗圧延を行う場合、その条件は特に限定されない。また、粗圧延後、表面スケールを除去するために、仕上げ圧延に先立ってデスケーリングを行うことが好ましい。なお、仕上圧延においてスタンド間でデスケーリングを行ってもよい。
つぎに、本発明では、仕上げ圧延において、温度ＲＣ１、温度ＲＣ２を下記式（１）、（２）で定義したとき、ＲＣ１以下の温度範囲での合計圧下率が２５％以上８０％以下で、かつ仕上圧延終了温度が（ＲＣ２－５０℃）以上（ＲＣ２＋１２０℃）以下とする。
ＲＣ１は、成分組成から推定されるオーステナイト５０％再結晶温度、ＲＣ２は成分組成から推定されるオーステナイト再結晶下限温度である。ＲＣ１以下の合計圧下率が２５％未満では、平均結晶粒径が大きくなり、良好な曲げ加工性を得られなくなる。一方、ＲＣ１以下の温度範囲での合計圧下率が８０％を超えると、オーステナイトの転位密度が高く、転位密度の高い状態のオーステナイトから変態したベイナイト組織の延性が乏しく、６％以上の一様伸びが得られない。そのため、ＲＣ１以下の温度範囲での合計圧下率は２５％以上８０％以下とする。
また、仕上圧延終了温度：（ＲＣ２－５０℃）以上（ＲＣ２＋１２０℃）以下の条件で熱間圧延する。仕上圧延終了温度が（ＲＣ２－５０℃）未満であると、転位密度の高い状態のオーステナイトからベイナイト変態が生じることになる。転位密度の高い状態のオーステナイトから変態した上部ベイナイトは転位密度が高く延性に乏しいので、一様伸びが低下する。また、圧延終了温度が低く、フェライト＋オーステナイトの二相域温度で圧延が行われた場合にも、一様伸びが低下する。そのため、仕上圧延終了温度は（ＲＣ２－５０℃）以上とする。一方、仕上圧延終了温度が（ＲＣ２＋１２０℃）より高いと、オーステナイト粒が粗大化し、上部ベイナイトの平均粒径が大きくなるため、強度が低下する。また、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトも粗大となり、その結果、一様伸びが低下する。そのため、仕上圧延終了温度は（ＲＣ２＋１２０℃）以下とする。
なお、ＲＣ１、ＲＣ２は下記（１）、（２）式で定義される。
ＲＣ１（℃）＝９００＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（１）
ＲＣ２（℃）＝７５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋３５０×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋１０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（２）
ここで、上記（１）、（２）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
なお、ＲＣ１、ＲＣ２は下記（１）、（２）式で定義される。
ＲＣ１（℃）＝９００＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（１）
ＲＣ２（℃）＝７５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋３５０×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋１０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（２）
ここで、上記（１）、（２）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
（３）冷却（第１の冷却）
次いで、得られた熱延鋼板を冷却する（第１の冷却）。その際、熱間圧延終了（仕上圧延の終了）から冷却開始までの時間（冷却開始時間）を２．０ｓ以内とする。冷却開始時間が２．０ｓを超えると、オーステナイト粒の粒成長が生じ、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。冷却開始時間は、１．５ｓ以内とすることが好ましい。
次いで、得られた熱延鋼板を冷却する（第１の冷却）。その際、熱間圧延終了（仕上圧延の終了）から冷却開始までの時間（冷却開始時間）を２．０ｓ以内とする。冷却開始時間が２．０ｓを超えると、オーステナイト粒の粒成長が生じ、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。冷却開始時間は、１．５ｓ以内とすることが好ましい。
板厚３／１０位置での平均冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。本発明では、表層を内部より急速に冷却することによって表層と内部とで異なるミクロ組織を作りこむ。表層の急速冷却により、表層のベイナイト変態開始が早く、Ｃの濃化によるマルテンサイトや残留オーステナイトの形成が内部より少ない。冷却における平均冷却速度が１５℃／ｓ未満であると、表層が十分に急速冷却されず、面積率で８０％以上の上部ベイナイトと、合計面積率で２％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの表層組織が得られない。したがって、平均冷却速度を１５℃／ｓ以上、好ましくは２０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、冷却停止温度の管理が困難となる。そのため、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度をもとに規定される。
本発明では、表層の平均冷却速度－板厚３／１０位置での平均冷却速度を１０℃／ｓ以上を満足することで、表層のＣの濃化によるマルテンサイトや残留オーステナイトの形成が板厚３／１０位置より少なくなる。その結果、軟質な表層組織を作りこむことができる。一方、鋼板の内部では、表層より冷却速度が遅く、ベイナイト変態の進行が表層より遅いため、Ｃの濃化によるマルテンサイトや残留オーステナイトの形成が内部より多くなり、硬度の高い内部組織を作りこむことができる。つまり、表層と内部の硬度差を実現することができる。板厚３／１０位置表層の平均冷却速度－板厚３／１０位置での平均冷却速度を１０℃／ｓ未満であると、上記の効果は認められないため、表層の平均冷却速度－板厚３／１０位置での平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。なお、平均冷却速度は（冷却開始時の温度-冷却終了時の温度）／冷却時間で求められる。表層の温度は温度計により実測する。板厚３／１０位置の温度は伝熱解析により鋼板断面内の温度分布を計算し、その結果を実際の鋼板の表面の温度によって補正することにより求める。
また、冷却においては、上記平均冷却速度となるよう強制冷却を行えばよい。冷却の方法は特に限定されないが、例えば、水冷によって行うことが好ましい。
冷却停止温度は、Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下とする。冷却停止温度がＴｒｓ未満であると、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトまたは下部ベイナイトとなる。焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、いずれも高強度の組織であるが、一様伸びが著しく低い。そのため、冷却停止温度はＴｒｓ以上とする。一方、冷却停止温度が（Ｔｒｓ＋２５０℃）より高いと、フェライトが生成するため、９８０ＭＰａの引張強度が得られない。そのため冷却停止温度は（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下とする。
なお、Ｔｒｓは下記（３）式で定義される。
Ｔｒｓ（℃）＝５００－４５０×Ｃ－３５×Ｍｎ－１５×Ｃｒ－１０×Ｎｉ－２０×Ｍｏ…（３）
ここで、上記（３）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
Ｔｒｓ（℃）＝５００－４５０×Ｃ－３５×Ｍｎ－１５×Ｃｒ－１０×Ｎｉ－２０×Ｍｏ…（３）
ここで、上記（３）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
（４）巻取り
次いで、冷却後の熱延鋼板を、巻取温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取る。巻取温度がＴｒｓ未満であると、巻取り後にマルテンサイト変態または下部ベイナイト変態が進行し、所望のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが得られない。そのため、巻取温度はＴｒｓ以上とする。一方、巻取温度が（Ｔｒｓ＋２５０℃）より高いと、フェライトが生成するため、９８０ＭＰａの引張強度が得られない。そのため巻取温度は（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下とする。
次いで、冷却後の熱延鋼板を、巻取温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取る。巻取温度がＴｒｓ未満であると、巻取り後にマルテンサイト変態または下部ベイナイト変態が進行し、所望のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトが得られない。そのため、巻取温度はＴｒｓ以上とする。一方、巻取温度が（Ｔｒｓ＋２５０℃）より高いと、フェライトが生成するため、９８０ＭＰａの引張強度が得られない。そのため巻取温度は（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下とする。
（５）冷却（第２の冷却）
巻取り後、さらに２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する（第２の冷却）。平均冷却速度は、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に影響を及ぼす。平均冷却速度が２０℃／ｓを超えると、未変態オーステナイトがほとんどマルテンサイト変態し、所望の残留オーステナイトが得られず、一様伸びが低下する。そのため、平均冷却速度を２０℃／ｓ以下、好ましくは２℃／ｓ以下、より好ましくは０．０２℃／ｓ以下とする。一方、上記平均冷却速度の下限は特に限定されないが、０．０００１℃／ｓ以上が好ましい。
巻取り後、さらに２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する（第２の冷却）。平均冷却速度は、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成に影響を及ぼす。平均冷却速度が２０℃／ｓを超えると、未変態オーステナイトがほとんどマルテンサイト変態し、所望の残留オーステナイトが得られず、一様伸びが低下する。そのため、平均冷却速度を２０℃／ｓ以下、好ましくは２℃／ｓ以下、より好ましくは０．０２℃／ｓ以下とする。一方、上記平均冷却速度の下限は特に限定されないが、０．０００１℃／ｓ以上が好ましい。
冷却は、１００℃以下の任意の温度まで行うことができるが、１０～３０℃程度（例えば室温）まで冷却することが好ましい。なお、冷却は、任意の形態で行うことができ、例えば、巻取られたコイルの状態で行ってもよい。
以上の手順により、本発明の高強度鋼板を製造することができる。なお、巻取りとそれに続く冷却の後には、常法にしたがって行えばよい。例えば、調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼素材としての鋼スラブを製造した。得られた鋼素材を、表２に示す加熱温度に加熱し、次いで、加熱後の鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とした。熱間圧延における仕上圧延終了温度は表２に示したとおりとした。
次に、得られた熱延鋼板を、表２に示した平均冷却速度および冷却停止温度の条件で冷却した（第一の冷却）。冷却後の熱延鋼板を表２に示した巻取温度で巻取り、巻取られた鋼板を表２に示した平均冷却速度で冷却し（第二の冷却）、高強度鋼板を得た。なお、冷却後には、後処理としてスキンパス圧延および酸洗を行った。酸洗は、濃度１０質量％の塩酸水溶液を使用し、温度８５℃で実施した。
得られた高強度鋼板から試験片を採取し、以下に述べる手順でミクロ組織と表面粗さおよび機械的特性を評価した。
（ミクロ組織）
得られた高強度鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう、ミクロ組織観察用試験片を採取した。得られた試験片の表面を研磨し、さらに腐食液（３ｖｏｌ．％ナイタール溶液）を用いて表面を腐食させることによりミクロ組織を現出させた。
得られた高強度鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう、ミクロ組織観察用試験片を採取した。得られた試験片の表面を研磨し、さらに腐食液（３ｖｏｌ．％ナイタール溶液）を用いて表面を腐食させることによりミクロ組織を現出させた。
次いで、試験片表面から板厚１／１０位置までの表層領域、および、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、５０００倍の倍率で１０視野撮影してミクロ組織のＳＥＭ画像を得た。得られたＳＥＭ画像を画像処理により解析し、上部ベイナイト（ＵＢ）、ポリゴナルフェライト（Ｆ）、および焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）の面積率を定量化した。また、フレッシュマルテンサイト（Ｍ）と残留オーステナイト（γ）はＳＥＭでは区別が困難なため、電子線反射回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用いて同定し、それぞれの面積率と平均結晶粒径を求めた。測定された各ミクロ組織の面積率と表層組織の平均結晶粒径を表３に示す。なお、表３には、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面積率（Ｍ＋γ）も併記した。
（硬度測定）
得られた高強度鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が硬度測定断面となるよう、硬度測定用サンプルを採取し、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域および板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度を測定した。鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域の硬度は表面から５０μｍ離れる位置で、圧痕間隔２５０μｍで測定した。板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度は板厚１／５位置で圧痕間隔２５０μｍで測定した。いずれの硬度測定条件は荷重１００ｇで、保持時間１０ｓで、５つの測定点で平均した。
得られた高強度鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が硬度測定断面となるよう、硬度測定用サンプルを採取し、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域および板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度を測定した。鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域の硬度は表面から５０μｍ離れる位置で、圧痕間隔２５０μｍで測定した。板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度は板厚１／５位置で圧痕間隔２５０μｍで測定した。いずれの硬度測定条件は荷重１００ｇで、保持時間１０ｓで、５つの測定点で平均した。
（引張試験）
得られた高強度鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるようにＪＩＳ５号試験片（標線間距離（ｇａｕｇｅ ｌｅｎｇｔｈ、ＧＬ）：５０ｍｍ）を採取した。得られた試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度（降伏点、ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（Ｅｌ）、一様伸び（ｕ－Ｅｌ）を求めた。引張試験は、各高強度鋼板につき２回行い、得られた測定値の平均をその高強度鋼板の機械特性として表３に示した。本発明においては、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の場合、高強度と評価した。また、一様伸びが６％以上の場合、プレス成形性が良好と評価した。
得られた高強度鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるようにＪＩＳ５号試験片（標線間距離（ｇａｕｇｅ ｌｅｎｇｔｈ、ＧＬ）：５０ｍｍ）を採取した。得られた試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度（降伏点、ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（Ｅｌ）、一様伸び（ｕ－Ｅｌ）を求めた。引張試験は、各高強度鋼板につき２回行い、得られた測定値の平均をその高強度鋼板の機械特性として表３に示した。本発明においては、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の場合、高強度と評価した。また、一様伸びが６％以上の場合、プレス成形性が良好と評価した。
（９０°Ｖ曲げ試験）
得られた熱延鋼板の幅方向１／２位置から、試験片長手方向が、圧延方向と直角方向となるように１００ｍｍｘ３５ｍｍの短冊形状に切り出した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４８（２０１４年）（Ｖブロック９０°Ｖ曲げ試験）に準拠して、曲げ試験を実施した。曲げポンチ半径Ｒが０．５ｍｍから０．５ｍｍ刻みで板厚ｔの２．０倍以上までとした。曲げ割れ有無とその深さは、曲げ試験後の試験片を試験片長手方向と平行でかつ板面と垂直な面で、試験片幅の１／４位置と１／２位置および３／４位置の３カ所で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で試験片の曲げ外側と曲げ内側の割れを観察し、３つの断面で発生した曲げ外側と曲げ内側の最大割れ深さを測定し、曲げ外側と曲げ内側とも割れ深さが５０μｍを超えない限界曲げ半径（最小曲げ半径）を求めた。Ｒ／ｔは１．５以下を合格とした。なお、限界曲げ半径が板厚ｔの２．０倍以上であっても５０μｍ以上の割れが曲げ外側もしくは曲げ内側に発生する場合、曲げ加工性が不良とし、限界曲げ半径Ｒを求めないとする。
得られた熱延鋼板の幅方向１／２位置から、試験片長手方向が、圧延方向と直角方向となるように１００ｍｍｘ３５ｍｍの短冊形状に切り出した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４８（２０１４年）（Ｖブロック９０°Ｖ曲げ試験）に準拠して、曲げ試験を実施した。曲げポンチ半径Ｒが０．５ｍｍから０．５ｍｍ刻みで板厚ｔの２．０倍以上までとした。曲げ割れ有無とその深さは、曲げ試験後の試験片を試験片長手方向と平行でかつ板面と垂直な面で、試験片幅の１／４位置と１／２位置および３／４位置の３カ所で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で試験片の曲げ外側と曲げ内側の割れを観察し、３つの断面で発生した曲げ外側と曲げ内側の最大割れ深さを測定し、曲げ外側と曲げ内側とも割れ深さが５０μｍを超えない限界曲げ半径（最小曲げ半径）を求めた。Ｒ／ｔは１．５以下を合格とした。なお、限界曲げ半径が板厚ｔの２．０倍以上であっても５０μｍ以上の割れが曲げ外側もしくは曲げ内側に発生する場合、曲げ加工性が不良とし、限界曲げ半径Ｒを求めないとする。
表３の結果から、本発明例はいずれも、９８０ＭＰａ以上の引張強度、プレス成形性、曲げ加工性を兼ね備えている。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．５～１．２％、
Ｍｎ：１．５～４．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、および
Ｂ：０．０００５～０．０１０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織は、鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域において、面積率で８０％以上の上部ベイナイトと、合計の面積率で２％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含み、
板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域において、面積率で７０％以上の上部ベイナイトと、合計の面積率で３％以上のフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを含み、
鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域での平均結晶粒径が６μｍ以下であり、
鋼板表面から板厚１／１０位置までの表層領域の硬度（ＨＶ１）と、板厚１／１０位置から板厚３／１０位置までの内部領域の硬度（ＨＶ２）の差（ＨＶ２－ＨＶ１）が［０．３×引張強度（ＭＰａ）］に対して５％以上１５％以下であり、
引張強度が９８０ＭＰａ以上、一様伸びが６％以上、かつ限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／ｔが１．５以下である、高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下、
の少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．３％以下、
Ｎｂ：０．３％以下、および
Ｖ：０．３％以下
の少なくとも１種を含有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．００５～０．０２０％
を含有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、および
ＲＥＭ：０．０１％以下
の少なくとも１種を含有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 請求項１～５のいずれか一項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を１１５０℃以上の加熱温度に加熱し、
次いで、粗圧延を施した後、
ＲＣ１以下の温度範囲での合計圧下率が２５％以上８０％以下で、かつ仕上圧延終了温度：（ＲＣ２－５０℃）以上（ＲＣ２＋１２０℃）以下の条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、熱間圧延終了から冷却開始までの時間：２．０ｓ以内、板厚３／１０位置での平均冷却速度：１５℃／ｓ以上、冷却停止温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で冷却し、
前記冷却後の熱延鋼板を、巻取温度：Ｔｒｓ以上、（Ｔｒｓ＋２５０℃）以下の条件で巻取り、
２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する、
高強度鋼板の製造方法。
なお、ＲＣ１、ＲＣ２、Ｔｒｓは、下記（１）、（２）、（３）式でそれぞれ定義される。
ＲＣ１（℃）＝９００＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（１）
ＲＣ２（℃）＝７５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋３５０×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋１０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（２）
Ｔｒｓ（℃）＝５００－４５０×Ｃ－３５×Ｍｎ－１５×Ｃｒ－１０×Ｎｉ－２０×Ｍｏ…（３）
ここで、上記（１）、（２）、（３）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。 - 熱間圧延後の前記冷却において、表層の平均冷却速度と板厚３／１０位置での平均冷却速度が（４）式を満足する、請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
表層の平均冷却速度－板厚３／１０位置での平均冷却速度≧１０℃／ｓ…（４）
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