JP7291222B2 - 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車部品などに使用可能な鋼板に関し、延性及び加工性に優れ、高い強度を有する鋼板、及びその製造方法に関する。
最近、自動車産業では、地球環境を保護するために素材の軽量化を図るとともに、搭乗者の安定性を確保することができる方案に注目している。このような安定性及び軽量化のニーズに応えるために、高強度鋼板の適用が急激に増加している。一般的に、鋼板の高強度化が進められるほど、延性と加工性は低下するため、自動車部材用鋼板においては、強度だけでなく、延性及び加工性に優れた鋼板が求められている。
鋼板の延性を改善する技術として、焼戻しマルテンサイトを活用する方法が韓国公開特許公報第１０－２００６－０１１８６０２号及び日本公開特許公報第２００９－０１９２５８号に開示されている。硬質のマルテンサイトを焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）させて作製した焼戻しマルテンサイトは、軟質化されたマルテンサイトであり、既存の焼戻しされていないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）との強度の差を示す。フレッシュマルテンサイトが抑制され、焼戻しマルテンサイトが形成されるようになると、延性及び加工性が増加する。
しかし、韓国公開特許公報第１０－２００６－０１１８６０２号及び日本公開特許公報第２００９－０１９２５８号に開示された技術では、引張強度と伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％以上を満たすことができず、これは、強度及び延性のいずれについても優れた鋼板を確保することが難しいことを意味する。
一方、自動車部材用鋼板としては、高強度でありながらも延性及び加工性に優れた特性をすべて得るために、残留オーステナイトの変態有機塑性を用いたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼が開発されている。特許文献３及び４では、延性及び加工性に優れたＴＲＩＰ鋼が開示されている。
韓国公開特許公報第１０－２０１４－００１２１６７号では、多角形のフェライトと残留オーステナイト及びマルテンサイトを含んで、延性及び加工性を向上させようとしたが、ベイナイトを主相としており、高い強度を確保することができず、ＴＳ×Ｅｌについても２２，０００ＭＰａ％以上を満たしていないことが分かる。
韓国公開特許公報第１０－２０１０－００９２５０３号では、フェライトの形成と、残留オーステナイトの微細化及び焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を形成して延性及び加工性を向上させているが、軟質のフェライトが多量に含まれており、高い強度を確保することが困難であるという問題がある。
今まで、高い強度を有すると同時に延性及び加工性に優れた鋼板に対する要求を満たせていないのが実情である。
本発明の一側面は、鋼板の組成及び微細組織を最適化して、優れた延性及び加工性を有する高強度鋼板、及びこれを製造する方法について提供しようとするものである。
本発明の課題は、上述した事項に限定されない。本発明の更なる課題は、明細書の全体的な内容に記述されており、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書に記載されている内容から、本発明の更なる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一態様は、重量％で、Ｃ：０．２５％超過～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物、を含み、微細組織は、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを含み、下記［関係式１］を満たす延性及び加工性に優れた高強度鋼板に関する。
［関係式１］
０．５５≦［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ≦０．８５
（但し、［Ｓｉ＋Ａｌ］γは、残留オーステナイト内に含まれるＳｉ及びＡｌの含量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖは、鋼板に含まれるＳｉ及びＡｌの含量（重量％）である）
本発明のさらに他の一態様は、重量％で、Ｃ：０．２５％超過～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物、を含む鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；
上記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階；
上記巻き取られた鋼板を、６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒の間、熱延焼鈍熱処理する段階；
上記熱延焼鈍熱処理された鋼板を冷間圧延する段階；
上記冷間圧延された鋼板をＡｒ３以上に加熱（１次加熱）して、５０秒以上保持（１次保持）する段階；
平均冷却速度１℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階；
上記１次冷却された鋼板を３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で５０秒以上保持（２次保持）する段階；及び
常温まで冷却（２次冷却）する段階
を含む、延性及び加工性に優れた高強度鋼板の製造方法に関するものである。
本発明によると、高強度鋼の優れた延性及び加工特性を確保して、軽量化及び安定性が同時に要求される自動車構造用鋼板を提供することができる。
本発明の発明者らは、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトを含み、残留オーステナイトを含む変態有機塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ，ＴＲＩＰ）鋼において、残留オーステナイトの安定化を図り、残留オーステナイトのサイズ及び形状が強度と延性及び加工性とに影響を及ぼすことを認知した。これを究明して、高強度鋼の延性及び加工性を向上させることができる方法を考案し、本発明に至るようになった。
以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明の鋼板の合金組成について詳細に説明する。
本発明の鋼板は、重量％で（以下、％）、Ｃ：０．２５％超過～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ： ０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物、を含む。さらに、Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％、Ｖ：０～０．５％、Ｃｒ：０～３．０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｃｕ：０～４．５％、Ｎｉ：０～４．５％ 、Ｂ：０～０．００５％、Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％、Ｍｇ：０～０．０５％、Ｗ：０～０．５％、Ｚｒ：０～０．５％、Ｓｂ：０ ～０．５％、Ｓｎ：０～０．５％、Ｙ：０～０．２％、Ｈｆ：０～０．２％及びＣｏ：０～１．５％などが含まれてもよい。以下、各合金組成について詳細に説明する。
・炭素（Ｃ）：０．２５％超過～０．７５％
上記Ｃは、鋼板の強度を付与するために不可欠な元素であるとともに、鋼板の延性を増加させる残留オーステナイトの安定化元素である。上記Ｃの含量が０．２５％以下であると、必要となる引張強度の確保が難しく、０．７５％を超えると、冷間圧延が難しくて鋼板を製造することができない。したがって、上記Ｃの含量は、０．２５％超過～０．７５％以下であることが好ましい。上記Ｃの含量は、０．３１～０．７５％であることがより好ましい。
・シリコン（Ｓｉ）：４．０％以下（０は除く）
上記Ｓｉは、固溶強化による強度向上に効果のある元素であり、フェライトを強化させ、組織を均一化させて加工性を改善する元素である。また、セメンタイト析出を抑制して残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。上記Ｓｉが４．０％を超えると、めっき工程において未めっきのようなめっき欠陥の問題、及び鋼板の溶接性の低下が生じるため、上記Ｓｉの含量は４．０％以下であることが好ましい。
・アルミニウム（Ａｌ）：５．０％以下（０は除く）
上記Ａｌは、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素である。また、Ｓｉと同様にセメンタイト析出を抑制させ、残留オーステナイトを安定化させる元素である。上記Ａｌの含量が５．０％を超えると、鋼板の加工性が低下し、介在物を増加させる。したがって、上記Ａｌの含量は５．０％以下であることが好ましい。
一方、上記ＳｉとＡｌとの合計量（Ｓｉ＋Ａｌ）は１．０～６．０％であることが好ましい。上記Ｓｉ及びＡｌは、本発明において、微細組織の形成に影響を与え、延性及び曲げ加工性に影響を与える成分である。したがって、優れた延性及び曲げ加工性を有するためには、上記Ｓｉ及びＡｌの合計量が１．０～６．０％であることが好ましい。より好ましくは、１．５～４．０％で含んでよい。
・マンガン（Ｍｎ）：０．９～５．０％
上記Ｍｎは、強度及び延性をともに高めるために有用な元素である。０．９％以上で上記効果を得ることができるが、５．０％を超えると、鋼板の溶接性と衝撃靭性を低下させる。また、５．０％を超えてＭｎを含むと、ベイナイト変態時間が増加し、オーステナイト中のＣ濃化が十分でなく、必要となる残留オーステナイト分率を確保することができない。したがって、上記Ｍｎの含量は０．９～５．０％であることが好ましい。
・リン（Ｐ）：０．１５％以下
上記Ｐは、不純物として含まれ、衝撃靭性を劣化させる元素である。したがって、上記Ｐの含量は０．１５％以下に管理することが好ましい。
・硫黄（Ｓ）：０．０３％以下
上記Ｓは、不純物として含まれ、鋼板中にＭｎＳを形成し、延性を劣化させる元素である。したがって、上記Ｓの含量は０．０３％以下であることが好ましい。
・窒素（Ｎ）：０．０３％以下
上記Ｎは、不純物として含まれ、連続鋳造中に窒化物を形成してスラブの亀裂を起こす元素である。したがって、上記Ｎの含量は、０．０３％以下であることが好ましい。
残り（残部）は、Ｆｅと不可避に含まれる不純物とを含む。一方、本発明の鋼板は、上述した合金成分以外に、さらに含まれてもよい合金組成が存在する。これについては、以下で詳細に説明する。
・チタン（Ｔｉ）：０～０．５％、ニオブ（Ｎｂ）：０～０．５％及びバナジウム（Ｖ）：０～０．５％のうち１種以上
上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、析出物を形成して結晶粒を微細化させる元素である。鋼板の強度と衝撃靭性とを向上させるために上記元素を含有させてもよい。上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの各含量が０．５％を超えると、過度な析出物の形成により衝撃靭性を低下させるだけでなく、製造コスト上昇の原因となるため、上記Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの各含量は０．５％以下であることが好ましい。
・クロム（Ｃｒ）：０～３．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０～３．０％のうち１種以上
上記Ｃｒ及びＭｏは、合金化処理時にオーステナイトの分解を抑制し、Ｍｎと同様にオーステナイトを安定化させる元素である。上記Ｃｒ及びＭｏの各含量が３．０％を超えると、ベイナイト変態時間が増加し、オーステナイト中のＣ濃化が十分でなく、必要となる残留オーステナイト分率を確保することができない。したがって、上記Ｃｒ及びＭｏの各含量は３．０％以下であることが好ましい。
・銅（Ｃｕ）：０～４．５％及びニッケル（Ｎｉ）：０～４．５％のうち１種以上
上記Ｃｕ及びＮｉは、オーステナイトを安定化させ、腐食を抑制する元素である。上記Ｃｕ及びＮｉは鋼板表面に濃化され、鋼板内に移動する水素の侵入を防止して水素遅れ破壊を抑制する効果もある。上記Ｃｕ及びＮｉの各含量が４．５％を超えると、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。したがって、上記Ｃｕ及びＮｉの各含量は４．５％以下であることが好ましい。
・ボロン（Ｂ）：０～０．００５％
上記Ｂは、焼入れ性を向上させて強度を向上させ、結晶粒界の核生成を抑制する元素である。上記Ｂの含量が０．００５％を超えると、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。したがって、上記Ｂの含量は、０．００５％以下であることが好ましい。
・カルシウム（Ｃａ）：０～０．０５％、マグネシウム（Ｍｇ）：０～０．０５％及びイットリウム（Ｙ）を除く希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０５％のうち１種以上
上記ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指す。上記Ｃａ、Ｍｇ及びＹを除いたＲＥＭは、硫化物を球状化させることで、鋼板の延性を向上させることができる。上記Ｃａ、Ｍｇ及びＹを除くＲＥＭの各含量が０．０５％を超えると、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。したがって、Ｃａ、Ｍｇ及びＹを除くＲＥＭの各含量は０．０５％以下であることが好ましい。
・タングステン（Ｗ）：０～０．５％及びジルコニウム（Ｚｒ）：０～０．５％のうち１種以上
上記Ｗ及びＺｒは、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を増加させる元素である。上記Ｗ及びＺｒの各含量が０．５％を超えると、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。したがって、上記Ｗ及びＺｒの各含量は０．５％以下であることが好ましい。
・アンチモン（Ｓｂ）：０～０．５％及びスズ（Ｓｎ）：０～０．５％のうち１種以上
上記Ｓｂ及びＳｎは、鋼板のめっき濡れ性及びめっき密着性を向上させる元素である。上記Ｓｂ及びＳｎの各含量が０．５％を超えると、鋼板の脆性が増加して熱間加工または冷間加工時に亀裂が発生する可能性がある。したがって、上記Ｓｂ及びＳｎの各含量は０．５％以下であることが好ましい。
・イットリウム（Ｙ）：０～０．２％及びハフニウム（Ｈｆ）：０～０．２％のうち１種以上
上記Ｙ及びＨｆは、鋼板の耐食性を向上させる元素である。上記Ｙ及びＨｆの各含量が０．２％を超えると、鋼板の延性が劣化する可能性がある。したがって、上記Ｙ及びＨｆの各含量は０．２％以下であることが好ましい。
・コバルト（Ｃｏ）：０～１．５％
上記Ｃｏは、ベイナイト変態を促進させてＴＲＩＰ効果を増加させる元素である。上記Ｃｏの含量が１．５％を超えると、鋼板の溶接性及び延性が低下する可能性がある。したがって、上記Ｃｏの含量は１．５％以下であることが好ましい。
本発明の鋼板の微細組織は、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを含む。好ましい一例として、体積分率で、３０～７５％の焼戻しマルテンサイト、１０～５０％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイトを含み、５％以下のフェライト及びその他の不可避組織を含む。上記不可避組織とは、フレッシュマルテンサイト（Ｆｒｅｓｈ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、パーライト、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、Ｍ－Ａ）などをいう。上記フレッシュマルテンサイトやパーライトが過度に形成されると、鋼板の延性及び加工性が低下するか、残留オーステナイトの分率を低減させる可能性がある。
下記関係式１のように、上記残留オーステナイトに含まれているＳｉ及びＡｌの含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、重量％）を、鋼板に含まれているＳｉ及びＡｌの含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、重量％）で除した値が、０．５５～０．８５であることが好ましい。
［関係式１］
０．５５≦［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ≦０．８５
本発明の鋼板は、引張強度と伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％以上であり、Ｒ／ｔ（Ｒは９０°曲げ試験の後にクラックが発生していない最小曲げ半径（ｍｍ）であり、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）である）が０．５～３．０であって、強度と延性とのバランスに優れ、加工性に優れる。
本発明では、高強度のみならず、優れた延性及び加工性を確保するために、鋼板の残留オーステナイトを安定化させることが重要である。残留オーステナイトを安定化させるためには、鋼板のフェライト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトにおけるＣとＭｎをオーステナイト内に濃化させる必要がある。しかし、フェライトを活用してオーステナイト内にＣを濃化させると、フェライトの低い強度特性のため、鋼板の強度が不足する可能性がある。したがって、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを活用して、オーステナイト内へＣとＭｎを濃化させることが好ましい。また、残留オーステナイト中のＳｉ及びＡｌの含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］γ）を制御すると、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイト内へＣとＭｎを多量濃化させることができる。したがって、残留オーステナイト中のＳｉとＡｌを制御して、残留オーステナイトを安定化させることが可能である。そこで、本発明では、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖを０．５５以上とすることで、残留オーステナイトを安定化させる。但し、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが０．８５を超えると、残留オーステナイト中においてＣとＭｎの濃化が不十分であり、残留オーステナイトが引張変形に不安定となるため、延性及び加工性の低下を引き起こし、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満となるか、Ｒ／ｔが３．０を超えるため、好ましくない。
残留オーステナイトを含む鋼板は、加工中、オーステナイトからマルテンサイトへの変態時に発生する変態有機塑性により、優れた延性及び加工性を有する。上記鋼板の残留オーステナイトが１０％未満の場合には、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満となるか、またはＲ／ｔが３．０を超える可能性がある。一方、残留オーステナイト分率が４０％を超えると、局部伸び（Ｌｏｃａｌ Ｅｌｉｎｇａｔｉｏｎ）が低下する可能性がある。したがって、強度と延性とのバランス及び加工性の両方ともに優れた鋼板を得るためには、上記残留オーステナイトの分率は１０～４０％であることが好ましい。
一方、焼戻しされていないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）と焼戻しマルテンサイトはいずれも、鋼板の強度を向上させる微細組織である。しかし、焼戻しマルテンサイトと比較すると、フレッシュマルテンサイトは、鋼板の延性を大きく低下させる特性がある。これは、焼戻し熱処理によって焼戻しマルテンサイトの微細組織が軟質化されるからである。したがって、本発明の強度と延性とのバランス及び加工性に優れた鋼板を提供するためには、焼戻しマルテンサイトを活用することが好ましい。上記焼戻しマルテンサイトの分率（体積分率）が３０％未満では、ＴＳ×Ｅｌにおいて２２，０００ＭＰａ％以上を確保し難く、７５％を超えると、延性及び加工性を低下させるようになり、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満となるか、またはＲ／ｔが３．０を超えるため、好ましくない。
鋼板の強度と延性のバランス及び加工性を向上させるためには、ベイナイトを適切に含むことが好ましい。上記ベイナイト分率（体積分率）が１０％以上において、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％以上及びＲ／ｔが０．５～３．０であることを実現することができる。しかし、５０％超過のベイナイトは、相対的に焼戻しマルテンサイト分率を減少させ、結果的にＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満となるため、好ましくない。
以下、本発明の鋼板を製造する方法の一例について詳細に説明する。本発明の鋼板の製造方法は、まず、前述した合金組成を有する鋼塊または鋼スラブを製造し、上記鋼塊または鋼スラブを加熱して熱間圧延した後、焼鈍、巻取り、酸洗、及び冷間圧延して冷間圧延された鋼板を準備する。
一例として、上記鋼塊または鋼スラブを１０００～１３５０℃の温度で加熱し、８００～１０００℃の温度で仕上げ熱間圧延することが好ましい。上記加熱温度が１０００℃未満である場合、仕上げ熱間圧延温度範囲以下で熱間圧延される可能性がある。また、加熱温度が１３５０℃を超える場合には、鋼の融点に到達し、溶けてしまう恐れがある。一方、上記仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満の場合には、鋼の高い強度のため、圧延機に大きな負担を与える可能性がある。また、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超える場合には、熱間圧延後に鋼板の結晶粒が粗大化して上記高強度鋼板の物性を低下させる可能性がある。上記熱間圧延された鋼板の結晶粒を微細化するために、仕上げ熱間圧延後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、３００～６００℃の温度で巻き取ることが好ましい。上記巻取り温度が３００℃未満では巻取りが容易でなく、６００℃を超える場合には、上記熱間圧延された鋼板の表面に生成されるスケール（ｓｃａｌｅ）が、上記鋼板の内部まで形成されて酸洗を困難にする恐れがある。
上記巻取り後に、酸洗及び冷間圧延を容易にするために熱延焼鈍熱処理工程を行うことが好ましい。上記熱延焼鈍熱処理は、６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間行うことが好ましい。上記熱延焼鈍熱処理温度が６５０℃未満であるか、６００秒未満の間行われると、上記熱延焼鈍熱処理された鋼板の強度が高く、冷間圧延が容易ではない可能性がある。一方、熱延焼鈍熱処理温度が８５０℃を超えるか、１７００秒を超えて行われると、鋼板の内部へ深く形成されたスケール（ｓｃａｌｅ）に起因して酸洗が容易ではない可能性がある。
一方、上記巻取り後に、鋼板の表面に生成されたスケールを除去するために酸洗し、冷間圧延を行う。上記酸洗及び冷間圧延の条件を特に制限するものではなく、上記冷間圧延は累積圧下率３０～９０％とすることが好ましい。冷間圧延の累積圧下率が９０％を超えると、上記鋼板の高い強度により冷間圧延を短時間で行うことが難しくなる恐れがある。
冷間圧延された鋼板は、焼鈍熱処理工程を経て未めっきの冷延鋼板として作製されるか、耐食性を付与するためにめっき工程を経てめっき鋼板として作製されることができる。めっきは、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっきなどのめっき方法を適用することができ、その方法と種類は特に制限されない。
本発明による高強度及び優れた延性と加工性を確保するために、焼鈍熱処理工程を行う。以下、その一例について詳細に説明する。
上記冷間圧延された鋼板をＡｃ３以上に加熱（１次加熱）し、５０秒以上保持（１次保持）する。
上記１次加熱または１次保持温度がＡｃ３未満の場合、フェライトが形成されることができ、ベイナイト、残留オーステナイト及び焼戻しマルテンサイトが十分に形成されず、上記鋼板の［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、ＴＳ×Ｅｌを低下させる可能性がある。また、１次保持時間が５０秒未満の場合には、組織を十分に均一化させず、上記鋼板の物性が低下する。上記１次加熱温度の上限と１次保持時間の上限は特に限定しないが、結晶粒の粗大化による靱性の減少を抑制させるために、１次加熱温度は９５０℃以下とし、１次保持時間は１２００秒以下とすることが好ましい。
上記１次保持の後、平均冷却速度１℃／ｓ以上で１次冷却停止温度１００～３００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）することが好ましい。１次冷却速度の上限は特に規定する必要はなく、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。上記１次冷却停止温度が１００℃未満の場合には、焼戻しマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトが不足して上記鋼板の［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、ＴＳ×Ｅｌ及び曲げ加工性を低下させる可能性がある。一方、１次冷却停止温度が３００℃を超えると、ベイナイトが過剰となり、焼戻しマルテンサイトが不足して上記鋼板のＴＳ×Ｅｌを低下させる可能性がある。
上記１次冷却の後、５℃／ｓ以上の昇温速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で５０秒以上保持（２次保持）することが好ましい。上記昇温速度の上限は特に規定する必要はなく、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。上記２次加熱または２次保持温度が３００℃未満であるか、保持時間が５０秒未満であると、焼戻しマルテンサイトが過剰となり、残留オーステナイト中のＳｉ及びＡｌの含量の制御が不十分であり、残留オーステナイト分率を確保することが難しい。その結果、鋼板の［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、ＴＳ×Ｅｌ及び曲げ加工性を低下させる可能性がある。一方、上記２次加熱または保持温度が５００℃を超えるか、保持時間が１７２，０００秒を超える場合には、残留オーステナイト中のＳｉ及びＡｌの含量の制御が不十分であり、残留オーステナイトの分率を確保することが難しい。その結果、上記鋼板の［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ及びＴＳ×Ｅｌを低下させる。
上記２次保持した後、常温まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温まで冷却（２次冷却）することが好ましい。
以下、本発明の実施例について詳細に説明する。下記の実施例は、本発明の理解を助けるためのものであって、本発明の権利範囲を特定するためのものではないことを留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定される。
（実施例）
下記表１による合金組成（残りはＦｅと不可避不純物である）を有する厚さ１００ｍｍの鋼スラブを製造して、１２００℃で加熱した後、９００℃で仕上げ熱間圧延を行い、３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却して４５０～５５０℃で巻取り、厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を表２及び３の条件で熱延焼鈍熱処理した。その後、酸洗して表面スケールを除去した後、１．５ｍｍの厚さまで冷間圧延を実施した。
その後、上記の表２～５に開示された焼鈍熱処理条件で熱処理を行い、鋼板を製造した。
このように製造された鋼板の微細組織を観察し、その結果を表６及び表７に示した。微細組織のうち、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）及びパーライト（Ｐ）は、研磨された試験片の断面をナイタールエッチングした後、ＳＥＭを通じて観察した。このうち、区別し難いベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、ダイラテーション評価後に膨張曲線を用いて分率を計算した。一方、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）と残留オーステナイト（残留γ）も区別が容易ではないため、上記ＳＥＭで観察されたマルテンサイトと残留オーステナイトの分率からＸ線回折法によって計算された残留オーステナイト分率を引いた値をフレッシュマルテンサイト分率と決定した。
一方、上記製造された鋼板の［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、ＴＳ×Ｅｌ、Ｒ／ｔを観察し、その結果を表８及び表９に示した。
上記残留オーステナイトに含まれるＳｉ及びＡｌの含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］γ）は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用いて、残留オーステナイト相内で測定されたＳｉ＋Ａｌの含量を決定した。上記［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖとは、鋼板全体の平均Ｓｉ＋Ａｌの含量を意味する。
上記ＴＳ×Ｅｌ及びＲ／ｔは、引張試験及びＶ－曲げ試験で評価した。引張試験は、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準にＪＩＳ ５号の規格に基づいて採取された試験片で評価し、ＴＳ×Ｅｌを決定した。Ｒ／ｔは、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準に試験片を採取し、９０°曲げ試験後にクラックが発生していない最小曲げ半径Ｒを板材の厚さｔで除した値で決定した。
Figure 0007291222000001
Figure 0007291222000002
Figure 0007291222000003
Figure 0007291222000004
Figure 0007291222000005
Figure 0007291222000006
Figure 0007291222000007
Figure 0007291222000008
Figure 0007291222000009
上記表１～９に示すように、本発明で提示する条件を満たす発明例の場合には、いずれも［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖの値が０．５５～０．８５の範囲に含まれ、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％以上であり、Ｒ／ｔが０．５～３．０の範囲に含まれ、強度に優れながらも、優れた延性及び加工性を有することが分かる。
しかし、Ｎｏ．２～５の比較例は、本発明の合金組成の範囲は重複するものの、熱間圧延後の熱延焼鈍温度及び時間が本発明で提示している範囲を外れており、酸洗不良が発生したり、冷間圧延時に破断が発生したりすることが確認できた。
一方、Ｎｏ．６の比較例は、冷間圧延後の焼鈍熱処理の過程において１次加熱または保持温度が低く、フェライトが過度に形成され、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト分率が不足して、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが０．８５を超え、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満であった。Ｎｏ．７の比較例は、１次保持時間が短く、組織が不均一となり、フェライト分率が過度に形成され、ベイナイト及び残留オーステナイト分率が不足している。その結果、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが０．８５を超え、Ｒ／ｔが３．０を超えている。Ｎｏ．８の比較例は、１次冷却速度が低く、フェライトが過度に形成され、残留オーステナイト分率が不足して、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが０．８５を超え、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満であった。
また、Ｎｏ．１３の比較例は、１次冷却停止温度が低く、焼戻しマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイト分率が不足して、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが０．８５を超え、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満であり、Ｒ／ｔが３．０を超えている。Ｎｏ．１４の比較例は、１次冷却停止温度が本発明で提示したものよりも高く、ベイナイトが過度に形成され、焼戻しマルテンサイトの形成が不足している。その結果、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満であった。
Ｎｏ．１５及び１６の比較例は、２次加熱または保持温度が低いか、又は高い場合であって、残留オーステナイトが適正範囲に形成されず、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが０．８５を超え、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満となることが分かる。特に、Ｎｏ．１５の場合には、焼戻しマルテンサイトも過度に形成され、Ｒ／ｔが３．０を超えている。
Ｎｏ．１７及び１８の比較例は、２次保持時間が不足しているか、又は過度な場合であって、Ｎｏ．１７の比較例は、焼戻しマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトが不足して、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが０．８５を超え、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満となり、Ｒ／ｔが３．０を超えている。Ｎｏ．１８の場合には、残留オーステナイトが不足して、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが０．８５を超え、ＴＳ×Ｅｌが２２，０００ＭＰａ％未満となることが分かる。
Ｎｏ．４１～４９の比較例は、本発明で提示する製造条件は満たしているものの、合金組成の範囲から外れている場合である。これらの場合には、本発明の［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、ＴＳ×Ｅｌ、Ｒ／ｔの条件をいずれも満たしていないことが確認できる。一方、Ｎｏ．４３の比較例は、本発明の合金組成において、ＳｉとＡｌの合計量（Ａｌ＋Ｓｉ）が１．０％未満である場合であって、［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、ＴＳ×Ｅｌ、Ｒ／ｔの条件をいずれも満たしていないことが確認できる。

Claims (10)

  1. 重量％で、Ｃ：０．２５％超過～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｓｉ及びＡｌの合計量（Ｓｉ＋Ａｌ）は１．０～６．０％であり、
    微細組織は、体積分率で、３０～７５％の焼戻しマルテンサイト、１０～５０％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイト、５％以下のフェライト及び不可避組織を含み、
    下記［関係式１］を満たし、
    Ｒ／ｔ（Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生していない最小曲げ半径（ｍｍ）であり、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）である）が０．５～３．０である
    鋼板。
    ［関係式１］
    ０．５５≦［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ≦０．８５
    （但し、［Ｓｉ＋Ａｌ］γは、残留オーステナイト内に含まれるＳｉ及びＡｌの含量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖは、鋼板に含まれるＳｉ及びＡｌの含量（重量％）である）
  2. 前記鋼板は、下記（１）乃至（９）のいずれか一つ以上をさらに含む、請求項１に記載の鋼板。
    （１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
    （２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
    （３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
    （４）Ｂ：０～０．００５％
    （５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０５
    ％のうち１種以上
    （６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
    （７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
    （８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
    （９）Ｃｏ：０～１．５％
  3. 前記鋼板は、引張強度と伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％以上である、請求項１に記載の鋼板。
  4. 重量％で、Ｃ：０．２５％超過～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｓｉ及びＡｌの合計量（Ｓｉ＋Ａｌ）は１．０～６．０％である鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；
    前記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階；
    前記巻き取られた鋼板を、６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒の間、熱延焼鈍熱処理する段階；
    前記熱延焼鈍熱処理された鋼板を冷間圧延する段階；
    前記冷間圧延された鋼板をＡｒ３以上に加熱（１次加熱）して、５０秒以上保持（１次保持）する段階；
    平均冷却速度１℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階；
    前記１次冷却された鋼板を３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で５０秒以上保持（２次保持）する段階；及び
    常温まで冷却（２次冷却）する段階
    を含み、
    微細組織は、体積分率で、３０～７５％の焼戻しマルテンサイト、１０～５０％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイト、５％以下のフェライト及び不可避組織を含み、下記［関係式１］を満たす、鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    ０．５５≦［Ｓｉ＋Ａｌ］γ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ≦０．８５
    （但し、［Ｓｉ＋Ａｌ］γは、残留オーステナイト内に含まれるＳｉ及びＡｌの含量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖは、鋼板に含まれるＳｉ及びＡｌの含量（重量％）である）
  5. 前記冷延鋼板は、下記（１）乃至（９）のいずれか一つ以上をさらに含む、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
    （１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
    （２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
    （３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
    （４）Ｂ：０～０．００５％
    （５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０５％のうち１種以上
    （６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
    （７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
    （８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
    （９）Ｃｏ：０～１．５％
  6. 前記鋼スラブを１０００～１３５０℃で加熱し、前記熱間圧延は８００～１０００℃の温度範囲で熱間仕上げ圧延することを含む、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
  7. 前記巻取りを３００～６００℃の温度範囲で行う、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
  8. 前記冷間圧延を３０～９０％の圧下率で行う、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
  9. 前記２次加熱の速度が５℃／ｓ以上である、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
  10. 前記２次冷却の速度が１℃／ｓ以上である、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
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