JPWO2018151331A1 - 高強度鋼板 - Google Patents
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/285—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath for remelting the coating
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
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Abstract
板厚中心部と、該板厚中心部の片側または両側に配置された表層軟化部とを含む引張強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、各表層軟化部が１０μｍ超から板厚の３０％以下の厚さを有し、前記表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下であり、前記表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下であることを特徴とする高強度鋼板が提供される。
Description
本発明は、高強度鋼板、より詳しくは引張強度が８００ＭＰａ以上、好ましくは１１００ＭＰａ以上の高強度鋼板に関するものである。
近年、環境保全につながる燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度化が強く求められている。一般的に、超高強度冷延鋼板では、絞り成形や張出し成形といった軟鋼板で適用される成形手法は適用できず、成形手法としては曲げ成形が主体となる。したがって、自動車の構造部品として超高強度冷延鋼板を用いる場合、良好な曲げ性が重要な選定基準となる。
ところで、鋼板の曲げ加工においては、曲げ外周表層部の円周方向に大きな引張応力がかかり、一方で、曲げ内周表層部には大きな圧縮応力がかかるため、超高強度冷延鋼板の曲げ性には表層部の状態が大きく影響する。そこで、表層に軟質層を有することで、曲げ加工時に鋼板表面に生じる引張応力、圧縮応力を緩和し、曲げ性を改善することが知られている。このような表層に軟質層を有する高強度鋼板に関しては、特許文献１〜３に以下のような鋼板およびそれらの製造方法が開示されている。
まず、特許文献１では、鋼板とめっき層との界面から鋼板側に向って順に、Ｓｉおよび／またはＭｎの酸化物を含む内部酸化層と、前記内部酸化層を含む軟質層と、マルテンサイトとベイナイトを主体とする組織で構成される硬質層とを有し、前記軟質層の平均深さＴが２０μｍ以上、および前記内部酸化層の平均深さｔが４μｍ以上、前記Ｔ未満を満足することを特徴とする高強度めっき鋼板およびその製造方法が記載されている。
次に、特許文献２では、鋼板表面から１００μｍ位置のビッカース硬度から、鋼板表面から深さ２０μｍ位置のビッカース硬度を差し引いた値（△Ｈｖ）が３０以上であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が記載されている。
次に特許文献３では、表層から板厚方向へ５μｍ位置のビッカース硬度が板厚方向の１／２位置の硬度の８０％以下であり、表層から板厚方向へ１５μｍ位置の硬度が板厚方向の１／２位置のビッカース硬度の９０％以上であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が記載されている。
しかしながら、特許文献１〜３のいずれにおいても、軟質層の硬さのばらつきについては十分な検討がなされていない。たとえば、特許文献１では、軟質層が内部酸化層を有することが記載されているが、この場合、軟質層内で酸化物とそれ以外の組織の間で硬さにばらつきが生じることが推定される。軟質層の硬さにばらつきがあると、このような軟質層を有する鋼板において十分な曲げ性を達成できない場合がある。また、特許文献１〜３のいずれにおいても、表層の軟質層と内部の硬質層との間の遷移帯における硬さの傾斜を制御することについては言及されていない。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、自動車部品用素材として好適な、曲げ加工性を有する高強度鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、超高強度鋼板の曲げ性に関連する問題を解決するため、鋭意検討を行った。まず、本発明者らは従来の知見を参考とし、表層に軟質層を有する鋼板を製造し、曲げ性を調査した。表層に軟質層を有する鋼板は、いずれも曲げ性の改善がみられた。このとき、軟質層の平均硬さをより低くすることと軟質層厚さをより厚くすることは、おおよそ曲げが改善する方向であることがわかった。しかし、本発明者らはより詳細な調査を続けた結果、多種多様な方法で表層の軟質化を行った場合、単に表層の軟質層の平均硬さや軟質層の厚さを調整しただけでは、鋼板の曲げ性が十分に改善されないことに気がついた。
そこで、本発明者らはさらに詳細な検討を行った。その結果、ある特徴を持つ鋼板を母材の片面または両面に溶接し、特定の条件で熱間圧延または焼鈍することで得られる複層鋼板が最も曲げ性を改善できることがわかった。そして、上記の方法で曲げ性が改善する最大の理由は、軟質層でのミクロな硬さばらつきを抑制することであることを明らかにした。この効果は非常に顕著であり、軟質層の硬さばらつきが大きい場合と比較し、軟質層の平均硬さが高くても、また、軟質層の厚さが小さくても十分な曲げ性の改善が得られた。これにより、軟質層による引張強さの劣化を最小にし、従来にない引張強さ、具体的には８００ＭＰａ以上、好ましくは１１００ＭＰａ以上の引張強さと曲げ性の両立が可能となった。この効果のメカニズムは完全には明らかではないが、以下が考えられる。軟質層において硬さがばらつきを有する場合は、軟質層内で複数の組織（フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト）および／または酸化物を有することが多い。これらの機械特性が異なる第二相（または第二組織）は、曲げ加工時にひずみや応力が集中する原因となり、ボイドが生成することで割れの起点となる可能性がある。そのため、軟質層の硬さばらつきを抑えることで、曲げ性を向上させることができたと考えられる。また、本発明者らは、表層の軟質層でのミクロな硬さばらつきを抑制することに加えて、当該表層の軟質層から内部の硬質層へ遷移する領域（以下、遷移帯と称する）における、板厚方向の硬さの傾斜を小さくすることを同時に満たすことで曲げ性がさらに向上することを見出した。軟質層と硬質層の遷移帯の硬さの傾斜が急なときは、軟質層と硬質層の塑性変形量が大きく乖離し、遷移帯で破断が生じる可能性が高くなる。このことから、軟質層でのミクロな硬さばらつきを抑制することに加えて、軟質層と硬質層の遷移帯における、板厚方向の硬さの傾斜を小さくすることを同時に満たすことで曲げ性がさらに向上したものと考えられる。
なお、表層軟化部以外（以下、硬質層と称する）の硬さのばらつきは曲げ性に影響を与えなかった。このことから、従来、曲げ性に不利とされていた、延性に優れるＤＰ鋼およびＴＲＩＰ（変態誘起塑性：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼などを硬質層に用いることができ、引張強さと曲げ性に加えてさらに延性を両立可能な点が、本発明の優れる点の一つである。
また、自動車用部材は、複雑な形状に加工されるため、切欠きを含む場合がある。切欠きを有する場合、変形時に切欠き部に応力が集中し、切欠きがない場合と比較して低い応力で破断に至ることが知られている。また、鋼板表面の腐食などにより形成される孔食も同様の切欠き効果を発現することが知られている。このような切欠き効果は、自動車の衝突時のような高いひずみ速度下では特に顕著となり、自動車の安全設計上避けたい現象である。本発明者らは、本発明に係る高強度鋼板に含まれる表層の軟質層の組織は、切欠きが存在したとしても、切欠き効果を抑制できることをさらに見出した。これは、表層の軟質層のミクロな硬さばらつきが軽減されたことで、切欠き部に応力が集中したとしても破壊の起点となりにくく、またこのような表層の軟質層を含む鋼板は変形しやすく、切欠きを鈍化するためと考えられる。
このようにして得られた本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）板厚中心部と、該板厚中心部の片側または両側に配置された表層軟化部とを含む引張強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、各表層軟化部が１０μｍ超から板厚の３０％以下の厚さを有し、前記表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下であり、前記表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下であることを特徴とする、高強度鋼板。
（２）前記板厚中心部と各表層軟化部との間でそれらに隣接して形成された硬さ遷移帯をさらに含み、該硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下であることを特徴とする、上記（１）に記載の高強度鋼板。
（３）前記板厚中心部が残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含むことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の高強度鋼板。
（４）前記板厚中心部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．８％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、
Ｍｎ：０．０１０〜８．０％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０〜３％、および
Ｎ ：０．０１％以下を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（５）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、および
Ｂ ：０．０００１％〜０．０１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（４）に記載の高強度鋼板。
（６）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２％、および
Ｖ ：０．０１〜０．２％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（４）又は（５）に記載の高強度鋼板。
（７）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１％、および
Ｎｉ：０．０１〜１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（４）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（８）前記表層軟化部のＣ量が前記板厚中心部のＣ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（４）〜（７）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（９）前記表層軟化部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和が前記板厚中心部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（５）〜（８）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１０）前記表層軟化部のＢ量が前記板厚中心部のＢ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（５）〜（９）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１１）前記表層軟化部のＣｕ量およびＮｉ量の総和が前記板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（７）〜（１０）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１２）前記表層軟化部の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含むことを特徴とする、上記（１）〜（１１）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１）板厚中心部と、該板厚中心部の片側または両側に配置された表層軟化部とを含む引張強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、各表層軟化部が１０μｍ超から板厚の３０％以下の厚さを有し、前記表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下であり、前記表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下であることを特徴とする、高強度鋼板。
（２）前記板厚中心部と各表層軟化部との間でそれらに隣接して形成された硬さ遷移帯をさらに含み、該硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下であることを特徴とする、上記（１）に記載の高強度鋼板。
（３）前記板厚中心部が残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含むことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の高強度鋼板。
（４）前記板厚中心部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．８％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、
Ｍｎ：０．０１０〜８．０％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０〜３％、および
Ｎ ：０．０１％以下を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（５）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、および
Ｂ ：０．０００１％〜０．０１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（４）に記載の高強度鋼板。
（６）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２％、および
Ｖ ：０．０１〜０．２％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（４）又は（５）に記載の高強度鋼板。
（７）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１％、および
Ｎｉ：０．０１〜１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（４）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（８）前記表層軟化部のＣ量が前記板厚中心部のＣ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（４）〜（７）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（９）前記表層軟化部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和が前記板厚中心部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（５）〜（８）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１０）前記表層軟化部のＢ量が前記板厚中心部のＢ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（５）〜（９）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１１）前記表層軟化部のＣｕ量およびＮｉ量の総和が前記板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（７）〜（１０）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１２）前記表層軟化部の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含むことを特徴とする、上記（１）〜（１１）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
本発明の高強度鋼板は、自動車部品用素材として好適な、優れた曲げ加工性を有する。したがって、本発明の高強度鋼板は、自動車部品用素材として好ましく利用することができる。加えて、当該高強度鋼板の板厚中心部と表層軟化部との間に板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下の硬さ遷移帯を含む場合には、曲げ加工性をさらに向上させることができる。また、板厚中心部が残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含む場合には、曲げ加工性の向上に加えて延性も向上させることが可能である。さらに、本発明の高強度鋼板によれば、切欠き効果を抑制することができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明による鋼板は、１０μｍ超から板厚の３０％以下の厚さを有する表層軟化部の平均ビッカース硬さ、より具体的には表層軟化部全体の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下である必要がある。表層軟化部の厚さが１０μｍ以下では十分な曲げ性の改善が得られず、３０％より大きいと引張強さの劣化が顕著となる。表層軟化部の厚さは、より好ましくは板厚の２０％以下、さらに好ましくは１０％以下である。
本発明において、「表層軟化部の平均ビッカース硬さ」は、以下のようにして決定される。まず、板厚の１／２位置から表面に向かって板厚方向に一定の間隔（例えば板厚の５％毎。必要に応じて１％や０．５％毎）で、ある板厚方向位置でのビッカース硬さを押し込み荷重１００ｇ重で測定し、次いでその位置から板厚垂直方向で圧延方向に平行な線上に同様に押し込み荷重１００ｇ重で合計３点以上、例えば５点又は１０点のビッカース硬さを測定し、それらの平均値をその板厚方向位置での平均ビッカース硬さとする。なお、板厚方向および圧延方向に並ぶ各測定点の間隔は、可能な場合には圧痕の４倍以上の距離とすることが好ましい。本明細書において「圧痕の４倍以上の距離」とは、ビッカース硬さの測定の際にダイヤモンド圧子によって生じた圧痕の矩形状開口における対角線の長さの４倍以上の距離を意味するものである。ある板厚方向位置での平均ビッカース硬さが、同様に測定した板厚１／２位置での平均ビッカース硬さの０．６倍以下となったとき、その位置より表面側を表層軟化部と定義する。このようにして定義された表層軟化部内でランダムに１０点のビッカース硬さを測定し、それらの平均値を算出することによって表層軟化部の平均ビッカース硬さが決定される。表層軟化部の平均ビッカース硬さは、板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下でより曲げ性が向上する。さらに好ましくは０．４０倍以下、さらに好ましくは０．３０倍以下である。
表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下である必要がある。これは、前述の通り、表層軟化部の硬さばらつきを抑制することで、曲げ性が顕著に向上するためである。標準偏差が０．８より大きいとこの効果が不十分である。その観点から、標準偏差は０．６以下がより望ましく、０．４以下がさらに望ましい。標準偏差の下限は指定しないが、０．０５以下とすることは技術的に困難である。曲げ性に影響するのは、特に表層軟化部の板厚垂直方向でのミクロな硬さばらつきであり、表層軟化部内で板厚方向に緩やかな硬さの傾斜を持っていても本発明の効果は阻害しない。そこで、ナノ硬さの標準偏差は、ある板厚方向位置で板厚方向に垂直な位置において測定する必要がある。本発明において、「表層軟化部のナノ硬さの標準偏差」とは、上で定義した表層軟化部の厚さの１／２位置で板厚方向に垂直かつ、圧延方向に平行な線上に、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ−９００を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により８０ｎｍの押し込み深さの条件にて、３μｍの間隔をあけて、計１００箇所のナノ硬さを測定し、得られたナノ硬さのヒストグラムから求めた標準偏差を言うものである。
高強度鋼板の曲げ性をさらに向上させるためには、硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下であることが好ましい。本発明において「硬さ遷移帯」は、以下のように定義される。まず、板厚の１／２位置から表面に向かって板厚方向に一定の間隔（例えば板厚の５％毎。必要に応じて１％や０．５％毎）で、ある板厚方向位置でのビッカース硬さを押し込み荷重１００ｇ重で測定し、次いでその位置から板厚垂直方向で圧延方向に平行な線上に同様に押し込み荷重１００ｇ重で合計３点以上、例えば５点又は１０点のビッカース硬さを測定し、それらの平均値をその板厚方向位置での平均ビッカース硬さとする。なお、板厚方向および圧延方向に並ぶ各測定点の間隔は、可能な場合には圧痕の４倍以上の距離とすることが好ましい。ある板厚方向位置での平均ビッカース硬さが、同様に測定した板厚１／２位置での平均ビッカース硬さの０．９倍以下となったとき、その位置から先に定義した表層軟化部までの領域が硬さ遷移帯として定義される。
硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化（ΔＨｖ／ｍｍ）は以下の式で定義される。
平均硬さ変化（ΔＨｖ／ｍｍ）＝（硬さ遷移帯のビッカース硬さの最大平均硬さ）−（硬さ遷移帯のビッカース硬さの最小平均硬さ）／硬さ遷移帯の厚さ
平均硬さ変化（ΔＨｖ／ｍｍ）＝（硬さ遷移帯のビッカース硬さの最大平均硬さ）−（硬さ遷移帯のビッカース硬さの最小平均硬さ）／硬さ遷移帯の厚さ
ここで、硬さ遷移帯のビッカース硬さの最大平均硬さとは、硬さ遷移帯内の各板厚方向位置での平均ビッカース硬さのうち、最も大きい値であり、硬さ遷移帯のビッカース硬さの最小平均硬さとは、硬さ遷移帯内の各板厚方向位置での平均ビッカース硬さのうち、最も小さい値である。
硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）よりも大きいと曲げ性が低下する場合がある。好ましくは４０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下、より好ましくは３０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下、最も好ましくは２０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下である。硬さ遷移帯の厚さは規定しない。しかし、硬さ遷移帯が板厚に占める割合が大きいと引張強さが低下することから、硬さ遷移帯は片面で板厚の２０％以下が好ましい。より好ましくは１０％以下である。
図１に本発明の好ましい実施形態に係る高強度鋼板に関する硬さ分布の一例を示す。板厚１ｍｍの鋼板の表面から板厚１／２位置までの硬さ分布を示す。横軸は板厚方向の位置（ｍｍ）であり、表面では０ｍｍ、板厚１／２位置では０．５ｍｍである。縦軸は各板厚方向位置でのビッカース硬さの５点平均を示す。板厚１／２位置のビッカース硬さは４３０Ｈｖであり、その０．６倍以下となった点よりも表面側が表層軟化部、０．９倍以下となった点と表層軟化部の間の範囲が硬さ遷移帯となる。
高強度鋼板の延性を向上させるためには、板厚中心部は残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含むことが好ましい。これは、残留オーステナイトの変態誘起塑性により延性が向上するためで、残留オーステナイトの面積分率が１０％以上で、１５％以上の延性が得られる。この残留オーステナイトの効果を用いると、軟質なフェライトを含まない場合であっても、１５％以上の延性を確保できることから、板厚中心部の高強度化を進めることができ、高強度と高延性の両立が可能となる。なお、ここで言う延性とは、鋼板から圧延方向に直角に日本工業規格ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い得られる全伸びを指す。
続いて、本発明の効果を得るために望ましい板厚中心部の化学組成について述べる。なお、元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。なお、板厚中心部において表層軟化部との境界付近では表層軟化部との合金元素の拡散により化学組成が境界から十分に離れた位置と異なる場合がある。例えば、本発明の高強度鋼板が上記の硬さ遷移帯を含むときには、板厚中心部において当該硬さ遷移帯との境界付近とその境界から十分に離れた位置とでは化学組成が異なる場合がある。そのような場合は、板厚１／２位置付近で測定される化学組成を以下に定める。
「Ｃ：０．０５〜０．８％」
Ｃは、鋼板の強度を高めるものであり、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Ｃの含有量が０．８％を超えると靭性が不十分となる。また、Ｃの含有量が０．０５％未満であると強度が不十分となる。Ｃの含有量は、０．６％以下の範囲であることが好ましく、０．５％以下の範囲であることがより好ましい。
Ｃは、鋼板の強度を高めるものであり、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Ｃの含有量が０．８％を超えると靭性が不十分となる。また、Ｃの含有量が０．０５％未満であると強度が不十分となる。Ｃの含有量は、０．６％以下の範囲であることが好ましく、０．５％以下の範囲であることがより好ましい。
「Ｓｉ：０．０１〜２．５０％」
Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、Ａｃ３変態点を増加させることから、広い焼鈍温度にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、組織制御性向上の観点から添加される。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、延性確保の観点からは、Ｓｉの含有量が０．３０％未満では粗大な鉄系炭化物が多量に生成し、内部ミクロ組織の残留オーステナイト組織分率を１０％以上とすることが出来ず、伸びが低下してしまう場合がある。この観点から、Ｓｉの下限値は０．３０％以上であることが好ましく、０．５０％以上がより好ましい。加えて、Ｓｉは、板厚中心部における鉄系炭化物の粗大化を抑制し、強度と成形性を高めるために必要な元素でもある。また、固溶強化元素として、鋼板の高強度化に寄与するため添加する必要がある。これらの観点から、Ｓｉの下限値は１％以上であることが好ましく、１．２％以上がより好ましい。しかし、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると板厚中心部が脆化し、延性が劣化するため、上限を２．５０％とする。延性確保の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。
Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、Ａｃ３変態点を増加させることから、広い焼鈍温度にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、組織制御性向上の観点から添加される。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、延性確保の観点からは、Ｓｉの含有量が０．３０％未満では粗大な鉄系炭化物が多量に生成し、内部ミクロ組織の残留オーステナイト組織分率を１０％以上とすることが出来ず、伸びが低下してしまう場合がある。この観点から、Ｓｉの下限値は０．３０％以上であることが好ましく、０．５０％以上がより好ましい。加えて、Ｓｉは、板厚中心部における鉄系炭化物の粗大化を抑制し、強度と成形性を高めるために必要な元素でもある。また、固溶強化元素として、鋼板の高強度化に寄与するため添加する必要がある。これらの観点から、Ｓｉの下限値は１％以上であることが好ましく、１．２％以上がより好ましい。しかし、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると板厚中心部が脆化し、延性が劣化するため、上限を２．５０％とする。延性確保の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。
「Ｍｎ：０．０１０〜８．０％」
Ｍｎは、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を０．０１０％以上にする必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が８．０％を超えるとＭｎの偏析に起因した鋼板表層の硬度分布が大きくなる。その観点で、好ましくは５．０％以下、さらに好ましくは４．０％以下、さらにより好ましくは３．０％以下である。
Ｍｎは、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を０．０１０％以上にする必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が８．０％を超えるとＭｎの偏析に起因した鋼板表層の硬度分布が大きくなる。その観点で、好ましくは５．０％以下、さらに好ましくは４．０％以下、さらにより好ましくは３．０％以下である。
「Ｐ：０．１％以下」
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．１％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．１％以下に限定した。Ｐの含有量の下限は規定しないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利である。
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．１％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．１％以下に限定した。Ｐの含有量の下限は規定しないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利である。
「Ｓ：０．０５％以下」
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０５％以下とした。Ｓの含有量の下限は規定しないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０５％以下とした。Ｓの含有量の下限は規定しないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。
「Ａｌ：０〜３％」
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。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が３％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。
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。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が３％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。
「Ｎ：０．０１％以下」
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限値は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限値である。
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限値は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限値である。
「Ｃｒ：０．０１〜３％、Ｍｏ：０．０１〜１％、およびＢ：０．０００１〜０．０１％よりなる群から選択される少なくとも一種」
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上、０．０１％以上および０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Ｃｒ、ＭｏおよびＢの含有量はそれぞれ３％以下、１％以下および０．０１％以下であることが好ましい。
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上、０．０１％以上および０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Ｃｒ、ＭｏおよびＢの含有量はそれぞれ３％以下、１％以下および０．０１％以下であることが好ましい。
「Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、およびＶ：０．０１〜０．２％よりなる群から選択される少なくとも一種」
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。この目的で添加する際は０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、それぞれ含有量が０．２％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。この目的で添加する際は０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、それぞれ含有量が０．２％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。
「Ｃｕ：０．０１〜１％、およびＮｉ：０．０１〜１％よりなる群から選択される少なくとも一種」
ＣｕおよびＮｉは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。ＣｕおよびＮｉは、１種又は２種を、それぞれ、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、ＣｕおよびＮｉの含有量は１．０％以下であることが好ましい。
ＣｕおよびＮｉは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。ＣｕおよびＮｉは、１種又は２種を、それぞれ、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、ＣｕおよびＮｉの含有量は１．０％以下であることが好ましい。
さらに、板厚中心部には以下の元素を意図的または不可避的に添加しても本発明の効果を阻害しない。すなわち、Ｏ：０．００１〜０．０２％、Ｗ：０．００１〜０．１％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、Ａｓ：０．００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００１〜０．０５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、ならびにＹ：０．００１〜０．０５％、Ｌａ：０．００１〜０．０５％、およびＣｅ：０．００１〜０．０５％等のＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）である。
本発明における鋼板は、表層軟化部と板厚中心部で化学組成が異なる場合がある。このような場合、表層軟化部における好ましい化学組成は以下の通りである。
「Ｃ：板厚中心部のＣ量の０．９倍以下かつ０．７２％以下」
Ｃは、鋼板の強度を高めるものであり、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。表層軟化部のＣ量が板厚中心部のＣ量の０．９倍以下が好ましい。表層軟化部の硬さを板厚中心部の硬さより低くするためである。０．９倍より大きいと、表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下とはならない場合がある。より好ましくは表層軟化部のＣ量は板厚中心部のＣ量の０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。表層軟化部のＣ量が板厚中心部のＣ量の０．９倍である場合、板厚中心部の好ましいＣの含有量は０．８％以下であるため、表層軟化部の好ましいＣの含有量は０．７２％以下となる。好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下、最も好ましくは０．１％以下である。Ｃ量の下限は特に規定しない。工業用の極低Ｃ鋼を用いる場合、０．００１％程度が実質的な下限であるが、固溶Ｃ量という観点からは、ＴｉやＮｂなどを用いて固溶Ｃを完全に排除した、Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ鋼を用いてもよい。
Ｃは、鋼板の強度を高めるものであり、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。表層軟化部のＣ量が板厚中心部のＣ量の０．９倍以下が好ましい。表層軟化部の硬さを板厚中心部の硬さより低くするためである。０．９倍より大きいと、表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下とはならない場合がある。より好ましくは表層軟化部のＣ量は板厚中心部のＣ量の０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。表層軟化部のＣ量が板厚中心部のＣ量の０．９倍である場合、板厚中心部の好ましいＣの含有量は０．８％以下であるため、表層軟化部の好ましいＣの含有量は０．７２％以下となる。好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下、最も好ましくは０．１％以下である。Ｃ量の下限は特に規定しない。工業用の極低Ｃ鋼を用いる場合、０．００１％程度が実質的な下限であるが、固溶Ｃ量という観点からは、ＴｉやＮｂなどを用いて固溶Ｃを完全に排除した、Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ鋼を用いてもよい。
「Ｓｉ：０．０１〜２．５％」
Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、Ａｃ３変態点を増加させることから、広い焼鈍温度にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、組織制御性向上の観点から添加される。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．０１％以上にする必要がある。しかし、２．５％より多い添加は靭性を劣化させるため、２．５％以下とする。
Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、Ａｃ３変態点を増加させることから、広い焼鈍温度にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、組織制御性向上の観点から添加される。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．０１％以上にする必要がある。しかし、２．５％より多い添加は靭性を劣化させるため、２．５％以下とする。
「Ｍｎ：０．０１〜８．０％」
Ｍｎは、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を０．０１％以上にする必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が８．０％を超えるとＭｎの偏析に起因した鋼板表層の硬度分布が大きくなる。その観点で、好ましくは５％以下、さらに好ましくは３％以下である。
Ｍｎは、高強度鋼板の強度を高めるために添加される。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を０．０１％以上にする必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が８．０％を超えるとＭｎの偏析に起因した鋼板表層の硬度分布が大きくなる。その観点で、好ましくは５％以下、さらに好ましくは３％以下である。
加えて、表層軟化部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和が板厚中心部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下が好ましい。これは後述するが、表層軟化部は組織の大部分を再結晶フェライト、未再結晶フェライト、変態フェライトとし、さらに未再結晶フェライトの分率を低減することで硬さばらつきを低減している。焼き入れ性を向上させるＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和が板厚中心部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍よりも大きいと低温変態組織が生じやすく、硬さのばらつきの原因となる。より好ましくは０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。それぞれの下限値は規定しない。
「Ｐ：０．１％以下」
Ｐは溶接部を脆化させる。０．１％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．１％以下に限定した。Ｐの含有量の下限は規定しないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利である。
Ｐは溶接部を脆化させる。０．１％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．１％以下に限定した。Ｐの含有量の下限は規定しないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利である。
「Ｓ：０．０５％以下」
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０５％以下とした。Ｓの含有量の下限は規定しないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０５％以下とした。Ｓの含有量の下限は規定しないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。
「Ａｌ：０〜３％」
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。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が３％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。
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。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が３％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。
「Ｎ：０．０１％以下」
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限値は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限値である。
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Ｎの含有量の下限値は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限値である。
「Ｃｒ：０．０１〜３％、Ｍｏ：０．０１〜１％、およびＢ：０．０００１〜０．０１％よりなる群から選択される少なくとも一種」
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上、０．０１％以上および０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Ｃｒ、ＭｏおよびＢの含有量はそれぞれ３％以下、１％以下および０．０１％以下であることが好ましい。また、ＣｒとＭｏはＭｎとの総和に好ましい範囲があり、上記の通りである。
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上、０．０１％以上および０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Ｃｒ、ＭｏおよびＢの含有量はそれぞれ３％以下、１％以下および０．０１％以下であることが好ましい。また、ＣｒとＭｏはＭｎとの総和に好ましい範囲があり、上記の通りである。
また、表層軟化部のＢ量が板厚中心部のＢ量の０．９倍以下が好ましい。焼き入れ性を向上させるＢ量が板厚中心部のＢ量の０．９倍よりも大きいと低温変態組織が生じやすく、硬さのばらつきの原因となる。より好ましくは０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。それぞれの下限値は規定しない。
「Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、およびＶ：０．０１〜０．２％よりなる群から選択される少なくとも一種」
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。この目的で添加する際は０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、それぞれ含有量が０．２％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。この目的で添加する際は０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、それぞれ含有量が０．２％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。
「Ｃｕ：０．０１〜１％、およびＮｉ：０．０１〜１％よりなる群から選択される少なくとも一種」
ＣｕおよびＮｉは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。ＣｕおよびＮｉは、１種又は２種を、それぞれ、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、ＣｕおよびＮｉの含有量は１．０％以下であることが好ましい。
ＣｕおよびＮｉは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。ＣｕおよびＮｉは、１種又は２種を、それぞれ、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、ＣｕおよびＮｉの含有量は１．０％以下であることが好ましい。
また、表層軟化部のＣｕ量およびＮｉ量の総和が板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下とすることが好ましい。焼き入れ性を向上させるＣｕ量およびＮｉ量の総和が板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍よりも大きいと低温変態組織が生じやすく、硬さのばらつきの原因となる。より好ましくは０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。それぞれの下限値は規定しない。
さらに、表層軟化部には以下の元素を意図的または不可避的に添加しても本発明の効果を阻害しない。すなわち、Ｏ：０．００１〜０．０２％、Ｗ：０．００１〜０．１％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、Ａｓ：０．００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００１〜０．０５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、ならびにＹ：０．００１〜０．０５％、Ｌａ：０．００１〜０．０５％、およびＣｅ：０．００１〜０．０５％等のＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）である。
本発明の効果、すなわち優れた曲げ加工性および／または延性は、表層軟化部の表面に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきを施した場合も同様に達成することが可能である。
次に、本発明の高強度鋼板を得るための製法の形態を説明する。以下の説明は、本発明の高強度鋼板を得るための製法の単なる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２つの鋼板を積層した複層鋼板に限定することを意図するものではない。例えば、単層鋼板を脱炭処理してその表層部分を軟化することにより、表層軟化部と板厚中心部からなる高強度鋼板を製造することも可能である。
上記の板厚中心部の成分を満足する表面を脱脂した母材鋼板の片面または両面に、表層用鋼板を積層する。
上記の積層体（複層鋼板）に熱延・冷延、連続焼鈍、連続溶融めっきなどを施すことで、本発明による高強度鋼板、より具体的には熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板を得ることができる。
例えば、本発明に包含される高強度鋼板のうちの熱延鋼板を製造する方法は、上で説明した化学組成を有する板厚中心部を構成する母材鋼板の片面または両面に、同様に上で説明した化学組成を有する表層軟化部を構成する表層用鋼板を積層して複層鋼板を形成する工程、
前記複層鋼板を加熱温度１１００℃以上１３５０℃以下、好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下で加熱し、次いで熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が粗圧延および仕上げ温度８００〜９８０℃での仕上げ圧延を含み、前記粗圧延が粗圧延温度：１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率：５％以上５０％未満、およびパス間時間：３秒以上の条件下で２回以上行われる熱間圧延工程、ならびに
熱間圧延された複層鋼板を冷却過程において７００℃〜５００℃の温度で３秒以上保持し、次いで巻取り温度６００℃以下で巻き取る工程
を含むことを特徴としている。
前記複層鋼板を加熱温度１１００℃以上１３５０℃以下、好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下で加熱し、次いで熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が粗圧延および仕上げ温度８００〜９８０℃での仕上げ圧延を含み、前記粗圧延が粗圧延温度：１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率：５％以上５０％未満、およびパス間時間：３秒以上の条件下で２回以上行われる熱間圧延工程、ならびに
熱間圧延された複層鋼板を冷却過程において７００℃〜５００℃の温度で３秒以上保持し、次いで巻取り温度６００℃以下で巻き取る工程
を含むことを特徴としている。
母材鋼板と表層用鋼板の間で元素を拡散させ、両者の間に板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下の硬さ遷移帯を形成させる場合には、上記熱間圧延工程において複層鋼板を加熱温度１１００℃以上１３５０℃以下で２時間以上加熱することが好ましく、１１５０℃超１３５０℃以下で２時間以上加熱することがより好ましい。
高強度鋼板における板厚中心部の残留オーステナイトを面積分率で１０％以上にして当該高強度鋼板の延性を向上させるためには、巻取り温度は、母材鋼板のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上ベイナイト変態開始温度Ｂｓ以下の温度であることが好ましい。
ここで、
Ｂｓ（℃）＝８２０―２９０Ｃ／（１−Ｓｆ）−３７Ｓｉ−９０Ｍｎ−６５Ｃｒ−５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
Ｍｓ（℃）＝５４１−４７４Ｃ／（１−Ｓｆ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ＋１９Ａｌ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＡｌは前記母材鋼板の各元素の含有量［質量％］であり、Ｓｆは前記母材鋼板のフェライトの面積分率である。
ここで、
Ｂｓ（℃）＝８２０―２９０Ｃ／（１−Ｓｆ）−３７Ｓｉ−９０Ｍｎ−６５Ｃｒ−５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
Ｍｓ（℃）＝５４１−４７４Ｃ／（１−Ｓｆ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ＋１９Ａｌ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＡｌは前記母材鋼板の各元素の含有量［質量％］であり、Ｓｆは前記母材鋼板のフェライトの面積分率である。
各工程についてより詳しく説明すると、熱延鋼板を得る場合、まず、上記の方法で作製した複層鋼板を、加熱温度１１００℃以上、好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下で加熱する。鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましい。一方、スラブの加熱温度は１３５０℃を超えて加熱するには多量のエネルギーを投入する必要があり製造コストの大幅な増加を招くことから、１３５０℃以下とする。また、表層軟化部のナノ硬さの標準偏差を０．８以下に制御するためには、さらに硬さ遷移帯が存在する場合にそれに緩やかな硬さの変化を与えるためには、合金元素、特にＣ原子の濃度が緩やかに分布するように制御する必要がある。Ｃ濃度の分布はＣ原子の拡散によって得られ、Ｃ原子の拡散頻度は高温ほど増加する。したがって、Ｃ濃度を制御するためには、熱延加熱から粗圧延における制御が重要となる。熱延加熱では、Ｃ原子の拡散を促すために、加熱温度を高温化する必要があり、好ましくは１１００℃以上１３５０℃以下、より好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下である。熱延加熱では、図２に示す（ｉ）および（ｉｉ）の変化が生じる。（ｉ）は板厚中心部から表層軟化部へのＣ原子の拡散であり、（ｉｉ）は表層軟化部から外部へと脱離するＣの脱炭反応である。この（ｉ）と（ｉｉ）のＣ原子の拡散と脱離反応の兼ね合いによりＣ濃度に分布が生じる。１１００℃未満では、（ｉ）の反応が不足するため、好ましいＣ濃度分布が得られない。一方、１３５０℃超では、（ｉｉ）の反応が過度に生じるため、同様に好ましい濃度分布が得られない。
さらに、熱延加熱温度の調節により好ましいＣ濃度分布に制御した上で、さらに最適なＣ濃度分布を得るためには、粗圧延でのパス制御が極めて重要となる。粗圧延は、粗圧延温度：１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率：５％以上５０％未満、およびパス間時間：３秒以上の条件下で２回以上行われる。これは、粗圧延で導入される歪により、図２中の（ｉ）のＣ原子の拡散を促すためである。仮に、熱延加熱でＣ濃度を好ましい状態に制御したスラブを常法で粗圧延および仕上げ圧延すると、Ｃ原子が表層軟化部内で十分に拡散できないまま板厚が減少することになる。したがって、２００ｍｍを超える厚みをもつスラブから、厚さ数ｍｍの熱延鋼板を常法の熱延にて製造すると、表層軟化部でＣ濃度が急激に変化する鋼板となり、緩やかな硬さ変化が得られなくなる。これを解決するために見出された方法が上記の粗圧延のパス制御である。Ｃ原子の拡散は、温度だけでなく歪（転位密度）の影響を大きく受ける。特に、格子拡散に比べて、転位拡散では１０倍以上に拡散頻度が高まるため、転位密度を残しつつ、圧延により板厚を薄くする工夫が必要となる。図３の曲線１は粗圧延の１パスあたりの板厚減少率が小さい場合の、圧延パス後の転位密度変化を示しており、長時間にわたって歪が残存していることがわかる。このように長時間にわたって歪を表層軟化部に残存させることで、表層軟化部内のＣ原子の拡散が十分に起こり、最適なＣ濃度分布を得ることが可能となる。一方、曲線２は板厚減少率が大きな場合の転位密度の変化であり、圧延により導入される歪量が高まると、回復が促進されやすくなり、転位密度が急激に低下する。このため、最適なＣ濃度分布を得るためには、曲線２のような転位密度の変化を生じさせないことが必要である。このような観点から、１パスあたりの板厚減少率の上限が５０％未満となる。なお、表層軟化部でのＣ原子の拡散を促すために、ある量の転位密度と保持時間の確保が必要となるため、板厚減少率の下限が５％となり、パス間時間として３秒以上の確保が必要となる。
また、硬さ遷移帯を形成させる場合には、スラブの加熱時間は２時間以上とする。これはスラブ加熱中に母材鋼板と表層用鋼板の間で元素を拡散させ、両者の間に形成させる硬さ遷移帯の平均硬さ変化を小さくさせるためである。加熱時間が２時間より短いと硬さ遷移帯の平均硬さ変化は十分小さくならない。加熱時間の上限は規定しないが、８時間以上の加熱は多くの加熱エネルギーを必要とし、コスト面から好ましくない。
スラブを加熱した後、熱間圧延を行う。熱間圧延の完了温度（仕上げ温度）が８００℃未満では、圧延反力が高まり、指定の板厚を安定して得ることが困難となる。このため、熱間圧延の完了温度は８００℃以上とする。一方、熱間圧延の完了温度を９８０℃超とするには、スラブの加熱終了から熱間圧延の完了までの工程において鋼板を加熱する装置が必要となり、高いコストが必要となるため、熱間圧延の完了温度を９８０℃以下とする。
その後、冷却過程において、７００℃〜５００℃の間の温度で３秒以上保持する。これは本発明において重要な条件であり、表層の軟質層のみをフェライト変態させ、硬さのばらつきを低減するために必要な工程である。温度７００℃以上ではフェライト変態が遅延するため、表層をフェライトとすることができない。５００℃以下では表層の一部が低温変態組織となる。フェライトと低温変態組織の複数の組織を有すると表層の硬さのばらつきの原因となるため、保持温度は５００℃以上とする。保持時間は３秒以上とする。表層のフェライト変態を十分進行させるため、３秒以上保持する必要がある。好ましくは保持時間は５秒以上であり、より好ましくは１０秒以上である。
巻取り温度は６００℃以下とする。これは、母材鋼板に低温変態組織を生成させて高強度鋼とするためである。好ましくは５００℃以下、より好ましくは４００℃以下である。このように、母材鋼板と表層用鋼板の変態のタイミングを変えることで、表層に硬さばらつきが小さい組織を得ることが本発明の特徴の一つである。また、高強度鋼板における板厚中心部の残留オーステナイトを面積分率で１０％以上にして当該高強度鋼板の延性を向上させるためには、巻取り温度は母材鋼板のベイナイト変態温度域の温度、すなわち母材鋼板のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上ベイナイト変態開始温度Ｂｓ以下の温度とする。これは、母材鋼板にベイナイトもしくはマルテンサイトを生成させて高強度鋼とし、さらに、残留オーステナイトを安定化させるためである。このように、母材鋼板と表層用鋼板の変態のタイミングを変えることで、表層に硬さばらつきが小さい組織を得ることが本発明の特徴の一つである。なお、本発明において、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓおよびベイナイト変態開始温度Ｂｓは、以下の式によって算出される。
Ｂｓ（℃）＝８２０―２９０Ｃ／（１−Ｓｆ）−３７Ｓｉ−９０Ｍｎ−６５Ｃｒ−５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
Ｍｓ（℃）＝５４１−４７４Ｃ／（１−Ｓｆ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ＋１９Ａｌ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＡｌは母材鋼板の各元素の含有量［質量％］であり、Ｓｆは母材鋼板のフェライトの面積分率である。
Ｂｓ（℃）＝８２０―２９０Ｃ／（１−Ｓｆ）−３７Ｓｉ−９０Ｍｎ−６５Ｃｒ−５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
Ｍｓ（℃）＝５４１−４７４Ｃ／（１−Ｓｆ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ＋１９Ａｌ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＡｌは母材鋼板の各元素の含有量［質量％］であり、Ｓｆは母材鋼板のフェライトの面積分率である。
なお、鋼板の製造中のフェライトの面積分率を求めることは困難であるため、本発明では、ＢｓおよびＭｓの算出に当たって、焼鈍工程に入る前の冷延板を採取し焼鈍工程と同じ温度履歴で焼鈍し、求めたフェライトの面積分率が用いられる。
次に、本発明に包含される高強度鋼板のうちの冷延鋼板を得る方法を説明する。当該冷延鋼板を製造する方法は、
上で説明した化学組成を有する板厚中心部を構成する母材鋼板の片面または両面に、同様に上で説明した化学組成を有する表層軟化部を構成する表層用鋼板を積層して複層鋼板を形成する工程、
前記複層鋼板を加熱温度１１００℃以上１３５０℃以下、好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下で加熱し、次いで熱間圧延および冷間圧延する工程であって、前記熱間圧延が粗圧延および仕上げ温度８００〜９８０℃での仕上げ圧延を含み、前記粗圧延が粗圧延温度：１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率：５％以上５０％未満、およびパス間時間：３秒以上の条件下で２回以上行われる工程、ならびに
圧延された複層鋼板を前記母材鋼板のＡｃ３点−５０℃以上かつ７００℃以上、９００℃以下の温度で５秒以上保持し、次いで７５０℃から５５０℃以下まで平均冷却速度１００℃／ｓ以下で冷却する工程
を含むことを特徴としている。
ここで、
Ａｃ３＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ−２０Ｃｕ−１５．２Ｎｉ−１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋４００Ａｌ・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌは各元素の含有量［質量％］である。
上で説明した化学組成を有する板厚中心部を構成する母材鋼板の片面または両面に、同様に上で説明した化学組成を有する表層軟化部を構成する表層用鋼板を積層して複層鋼板を形成する工程、
前記複層鋼板を加熱温度１１００℃以上１３５０℃以下、好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下で加熱し、次いで熱間圧延および冷間圧延する工程であって、前記熱間圧延が粗圧延および仕上げ温度８００〜９８０℃での仕上げ圧延を含み、前記粗圧延が粗圧延温度：１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率：５％以上５０％未満、およびパス間時間：３秒以上の条件下で２回以上行われる工程、ならびに
圧延された複層鋼板を前記母材鋼板のＡｃ３点−５０℃以上かつ７００℃以上、９００℃以下の温度で５秒以上保持し、次いで７５０℃から５５０℃以下まで平均冷却速度１００℃／ｓ以下で冷却する工程
を含むことを特徴としている。
ここで、
Ａｃ３＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ−２０Ｃｕ−１５．２Ｎｉ−１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋４００Ａｌ・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌは各元素の含有量［質量％］である。
また、母材鋼板と表層用鋼板の間で元素を拡散させ、両者の間に板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下の硬さ遷移帯を形成させる場合には、上記複層鋼板を加熱温度１１００℃以上１３５０℃以下または１１５０℃超１３５０℃以下で２時間以上加熱し、次いで熱間圧延および冷間圧延することが好ましい。
さらに、高強度鋼板における板厚中心部の残留オーステナイトを面積分率で１０％以上にして当該高強度鋼板の延性を向上させるためには、上で規定される冷間圧延後の工程に代えて、圧延された複層鋼板を連続焼鈍ラインに通板して焼鈍することが好ましく、当該連続焼鈍ラインでの焼鈍は、まず、上記複層鋼板を７００℃以上、９００℃以下の加熱温度で５秒以上保持すること、
次いで、任意選択で、前記複層鋼板を前記加熱温度から上記母材鋼板のＢｓ点以上Ａｃ３点−２０℃未満の予備冷却停止温度まで５秒以上４００秒未満停留するように予備冷却すること、
次いで、前記複層鋼板を前記母材鋼板のＭｓ−１００℃以上Ｂｓ未満の冷却停止温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却すること、および
次いで、前記複層鋼板を前記母材鋼板のＭｓ−１００℃以上の温度域で３０秒以上６００秒以下停留させること
を含むことが好ましい。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ−２０Ｃｕ−１５．２Ｎｉ−１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋４００Ａｌ・・（式１）
Ｂｓ（℃）＝８２０―２９０Ｃ／（１−Ｓｆ）−３７Ｓｉ−９０Ｍｎ−６５Ｃｒ−５０Ｎｉ＋７０Ａｌ・・（式２）
Ｍｓ（℃）＝５４１−４７４Ｃ／（１−Ｓｆ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ＋１９Ａｌ・・（式３）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌは前記母材鋼板の各元素の含有量［質量％］であり、Ｓｆは前記母材鋼板のフェライトの面積分率である。
次いで、任意選択で、前記複層鋼板を前記加熱温度から上記母材鋼板のＢｓ点以上Ａｃ３点−２０℃未満の予備冷却停止温度まで５秒以上４００秒未満停留するように予備冷却すること、
次いで、前記複層鋼板を前記母材鋼板のＭｓ−１００℃以上Ｂｓ未満の冷却停止温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却すること、および
次いで、前記複層鋼板を前記母材鋼板のＭｓ−１００℃以上の温度域で３０秒以上６００秒以下停留させること
を含むことが好ましい。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ−２０Ｃｕ−１５．２Ｎｉ−１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋４００Ａｌ・・（式１）
Ｂｓ（℃）＝８２０―２９０Ｃ／（１−Ｓｆ）−３７Ｓｉ−９０Ｍｎ−６５Ｃｒ−５０Ｎｉ＋７０Ａｌ・・（式２）
Ｍｓ（℃）＝５４１−４７４Ｃ／（１−Ｓｆ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ＋１９Ａｌ・・（式３）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌは前記母材鋼板の各元素の含有量［質量％］であり、Ｓｆは前記母材鋼板のフェライトの面積分率である。
各工程についてより詳しく説明すると、まず、上記の方法で作製した複層鋼板を、熱延鋼板を製造する方法において説明したように加熱温度１１００℃以上１３５０℃以下または１１５０℃超１３５０℃以下で加熱し、次いで熱間圧延して、例えば巻取り温度２０℃以上７００℃以下で巻き取られる。次に、このようにして製造した熱延鋼板の酸洗を行う。酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するものであり、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。硬さ遷移帯を形成させる場合には、まず、複層鋼板を加熱温度１１００℃以上１３５０℃以下または１１５０℃超１３５０℃以下で２時間以上加熱することが好ましい。これは加熱中に母材鋼板と表層用鋼板の間で元素を拡散させ、両者の間に形成させる硬さ遷移帯の平均硬さ変化を小さくさせるためである。加熱時間が２時間より短いと硬さ遷移帯の平均硬さ変化は十分小さくならない。次に、このようにして製造した熱延鋼板の酸洗を行う。酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するものであり、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。
冷間圧延では、圧下率の合計が８５％を超えると、母材鋼板の延性が失われ、冷間圧延中に母材鋼板が破断する危険性が高まるため、圧下率の合計は８５％以下が望ましい。一方、焼鈍工程における軟質層の再結晶を十分に進めるには、圧下率の合計を２０％以上とすることが好ましく、３０％以上とすることがより好ましい。冷延前に冷延荷重を低下させる目的で、７００℃以下の温度で焼鈍してもよい。
続いて焼鈍について説明するが、まず本発明では上記のように軟質層は硬質層と比較し、焼き入れ性が低い成分系であるため、焼鈍時に低温変態組織が生成することはほとんどなく、焼鈍後の組織は一度オーステナイト変態した部分は変態フェライト、オーステナイト変態しなかった部分は再結晶フェライトまたは未再結晶フェライトとなる。この中で硬さのばらつきの主要因となるのは硬さの大きい未再結晶フェライトであるため、以下の説明では未再結晶フェライトを減少させることが発明のポイントとなる。
焼鈍では母材鋼板のＡｃ３点−５０℃以上かつ７００℃以上、９００℃以下まで加熱し、５秒以上保持する。母材鋼板のＡｃ３点−５０℃以上とする理由は、母材鋼板をフェライトとオーステナイトの２相域またはオーステナイト単相域に加熱することで、その後の熱処理により変態組織を得て、必要な強度を得るためである。これより低温度では強度が顕著に低下する。７００℃以上とする理由は、軟化層の再結晶を十分に進めて未再結晶分率を低下させ、硬さのばらつきを低下させるためである。７００℃より低い温度では軟化層の硬さばらつきが大きくなる。９００℃以上に加熱すると、硬質層の旧γ粒径が粗大化し、靭性が劣化することから望ましくない。加熱温度で５秒以上保持する必要がある。保持時間が５秒以下であると、母材鋼板のオーステナイト変態の進行が不十分となり、強度の低下が顕著となる。また、軟化層の再結晶が不十分となり、表層の硬さのばらつきも大きくなる。これらの観点から、保持時間は１０秒以上が好ましい。さらに好ましくは２０秒以上である。
続いて冷却では、７５０℃から５５０℃以下まで平均冷却速度１００℃／ｓ以下で冷却する。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、例えば２．５℃／ｓであってよい。平均冷却速度の下限値を２．５℃／ｓとする理由は、母材鋼板でフェライト変態が生じ、母材鋼板が軟化することを抑制するためである。２．５℃／ｓより平均冷却速度が遅い場合、強度が顕著に低下する。より好ましくは５℃／ｓ以上、さらに好ましくは１０℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上である。７５０℃以上ではフェライト変態が著しく生じにくいため、冷却速度は制限しない。５５０℃以下の温度では、低温変態組織が得られるため、冷却速度を制限しない。１００℃／ｓより速い速度で冷却すると表層にも低温変態組織が生じ、硬さのばらつきの原因となるため、１００℃／ｓ以下で冷却する。さらに好ましくは５０℃／ｓ以下である。さらに好ましくは２０℃／ｓ以下である。
５５０℃以下では、室温まで一定の冷却速度で冷却してもよいし、２００℃〜５５０℃程度の温度で保持することで、ベイナイト変態を進行させたり、マルテンサイトを焼戻したりしてもよい。ただし、３００℃〜５５０℃で長時間保持すると、強度が低下する可能性があるため、その温度で保持する場合は保持時間が６００秒以下が望ましい。
高強度鋼板における板厚中心部の残留オーステナイトを面積分率で１０％以上にして当該高強度鋼板の延性を向上させるためには、上で説明される焼鈍および冷却に代えて、以下の焼鈍および冷却を実施することが好ましい。まず、焼鈍では７００℃以上、９００℃以下まで加熱し、５秒以上保持する。７００℃以上とする理由は、軟化層の再結晶を十分に進めて未再結晶分率を低下させ、硬さのばらつきを低下させるためである。７００℃より低い温度では軟化層の硬さばらつきが大きくなる。９００℃以上に加熱すると、硬質層の旧γ粒径が粗大化し、靭性が劣化することから望ましくない。加熱温度で５秒以上保持する必要がある。保持時間が５秒以下であると、母材鋼板のオーステナイト変態の進行が不十分となり、強度の低下が顕著となる。また、軟化層の再結晶が不十分となり、表層の硬さのばらつきも大きくなる。これらの観点から、保持時間は１０秒以上が好ましい。さらに好ましくは２０秒以上である。
焼鈍は、例えば、圧延された複層鋼板を連続焼鈍ラインに通板することによって行われる。ここで、連続焼鈍ラインでの焼鈍は、まず、複層鋼板を７００℃以上、９００℃以下の加熱温度で５秒以上保持すること、次いで、任意選択で、複層鋼板を当該加熱温度から母材鋼板のＢｓ点以上Ａｃ３点−２０℃未満の予備冷却停止温度まで５秒以上４００秒未満停留するように予備冷却することを含む。このような予備冷却工程は、必要に応じて行えばよく、当該予備冷却工程なしに以降の冷却工程を行ってもよい。
任意選択の予備冷却工程に続いて、連続焼鈍ラインでの焼鈍は、複層鋼板を母材鋼板のＭｓ−１００℃以上Ｂｓ未満の冷却停止温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却すること、および次いで、複層鋼板を母材鋼板のＭｓ−１００℃以上の温度域、より好ましくは３００℃以上５００℃以下の温度域で３０秒以上６００秒以下停留させることを含む。この停留中は必要に応じて加熱および冷却を複数回任意に行ってもよい。残留オーステナイトの安定化のために、この停留時間が重要である。必要停留時間が３０秒未満では、１０％以上の残留オーステナイトを得ることが困難である。一方、６００秒以上では、組織全体の軟質化が進行することで十分な強度を得ることが困難となる。なお、本発明において、Ａｃ３、ＢｓおよびＭｓは、以下の式によって算出される。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ−２０Ｃｕ−１５．２Ｎｉ−１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋４００Ａｌ・・（式１）
Ｂｓ（℃）＝８２０―２９０Ｃ／（１−Ｓｆ）−３７Ｓｉ−９０Ｍｎ−６５Ｃｒ−５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
Ｍｓ（℃）＝５４１−４７４Ｃ／（１−Ｓｆ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ＋１９Ａｌ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌは母材鋼板の各元素の含有量［質量％］であり、Ｓｆは母材鋼板のフェライトの面積分率である。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ−２０Ｃｕ−１５．２Ｎｉ−１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋４００Ａｌ・・（式１）
Ｂｓ（℃）＝８２０―２９０Ｃ／（１−Ｓｆ）−３７Ｓｉ−９０Ｍｎ−６５Ｃｒ−５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
Ｍｓ（℃）＝５４１−４７４Ｃ／（１−Ｓｆ）−１５Ｓｉ−３５Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ＋１９Ａｌ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌは母材鋼板の各元素の含有量［質量％］であり、Ｓｆは母材鋼板のフェライトの面積分率である。
なお、鋼板の製造中のフェライトの面積分率を求めることは困難であるため、本発明では、ＢｓおよびＭｓの算出に当たって、焼鈍工程に入る前の冷延板を採取し焼鈍工程と同じ温度履歴で焼鈍し、求めたフェライトの面積分率が用いられる。
その後、溶融亜鉛めっきを施す場合はめっき浴温度は従来から適用されている条件で良く、例えば、４４０℃〜５５０℃といった条件が適用できる。また、溶融亜鉛めっきを施した後、加熱合金化処理し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製する場合の合金化の加熱温度としては従来から適用されている条件で良く、例えば、４００℃〜６００℃といった条件が適用できる。合金化の加熱方式は特に限定されるものではなく、燃焼ガスによる直接加熱や、誘導加熱、直接通電加熱等、従来からの溶融めっき設備に応じた加熱方式を用いることができる。
合金化処理の後、鋼板は２００℃以下に冷却され、必要により調質圧延を施される。
電気亜鉛めっき鋼板を製造する場合は、例えば、めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、並びに水洗を実施し、その後、前処理後の鋼板に対し、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、電流密度１００Ａ／ｄｍ２程度で所定のめっき厚みになるまで電解処理する方法がある。
最後に表層用鋼板について、好ましい成分を記す。本発明における鋼板は、表層軟化部と板厚中心部で化学組成が異なる場合がある。このような場合、表層軟化部を構成する表層用鋼板における好ましい化学組成は以下の通りである。
表層用鋼板のＣ量が母材鋼板のＣ量の０．９倍以下が好ましい。表層用鋼板の硬さを母材鋼板の硬さより低くするためである。０．９倍より大きいと、最終的に得られる高強度鋼板において表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下とはならない場合がある。より好ましくは表層用鋼板のＣ量は母材鋼板のＣ量の０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。
表層用鋼板のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和が母材鋼板のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下が好ましい。焼き入れ性を向上させるＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和が母材鋼板のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍よりも大きいと低温変態組織が生じやすく、硬さのばらつきの原因となる。より好ましくは０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。
表層用鋼板のＢ量が母材鋼板のＢ量の０．９倍以下が好ましい。焼き入れ性を向上させるＢ量が母材鋼板の０．９倍よりも大きいと低温変態組織が生じやすく、硬さのばらつきの原因となる。より好ましくは０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。
表層用鋼板のＣｕ量およびＮｉ量の総和が母材鋼板のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下とすることが好ましい。焼き入れ性を向上させるＣｕ量およびＮｉ量の総和が母材鋼板のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍よりも大きいと低温変態組織が生じやすく、硬さのばらつきの原因となる。より好ましくは０．７倍以下、さらにより好ましくは０．５倍以下、最も好ましくは０．３倍以下である。
表層用鋼板は、上記の元素以外に、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｒ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅを有していてもよい。上記元素の好ましい組成範囲は板厚中心部の好ましい範囲と同様である。
続いて、本発明に係る鋼組織の同定方法を述べる。鋼組織は、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面および／または圧延方向に垂直な断面を５００倍〜１００００倍の倍率で観察することで同定できる。例えば、鋼板を切り出した後、機械研磨により表面を鏡面に仕上げた後、ナイタール試薬を用いて鋼組織を現出する。その後、表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／２程度の領域の鋼組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察する。これによって母材鋼板のフェライトの面積分率を測定することができる。また、本発明において、板厚中心部の残留オーステナイトの面積分率は、Ｘ線測定により以下のようにして決定される。まず、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／２までの部分を機械研磨および化学研磨により除去し、当該化学研磨した面に対して特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いることにより測定を行う。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）および（２１１）、ならびに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）および（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて板厚中心部の残留オーステナイトの面積分率を算出する。
Ｓγ＝（Ｉ200f＋Ｉ220f＋Ｉ311f）／（Ｉ200b＋Ｉ211b）×１００
（Ｓγは板厚中心部の残留オーステナイトの面積分率であり、Ｉ200f、Ｉ220fおよびＩ311fは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）および（３１１）の回折ピークの強度を示し、Ｉ200bおよびＩ211bは、それぞれｂｃｃ相の（２００）および（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
Ｓγ＝（Ｉ200f＋Ｉ220f＋Ｉ311f）／（Ｉ200b＋Ｉ211b）×１００
（Ｓγは板厚中心部の残留オーステナイトの面積分率であり、Ｉ200f、Ｉ220fおよびＩ311fは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）および（３１１）の回折ピークの強度を示し、Ｉ200bおよびＩ211bは、それぞれｂｃｃ相の（２００）および（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
本実施例では、得られた各製品について、ビッカース硬さ試験、ナノ硬さ試験、引張試験、Ｖ曲げ試験および切欠き感受性試験を実施した。
平均ビッカース硬さは、以下のようにして決定した。まず、板厚の１／２位置から表面に向かって板厚方向に板厚の５％間隔で、ある板厚方向位置でのビッカース硬さを押し込み荷重１００ｇ重で測定し、次いでその位置から板厚垂直方向で圧延方向に平行な線上に同様に押し込み荷重１００ｇ重で合計５点のビッカース硬さを測定し、それらの平均値をその板厚方向位置での平均ビッカース硬さとした。なお、板厚方向および圧延方向に並ぶ各測定点の間隔は圧痕の４倍以上の距離とした。ある板厚方向位置での平均ビッカース硬さが、同様に測定した板厚１／２位置での平均ビッカース硬さの０．６倍以下となったとき、その位置より表面側を表層軟化部と定義した。表層軟化部全体の平均ビッカース硬さは、このようにして定義した表層軟化部内でランダムに１０点のビッカース硬さを測定し、それらの平均として求められた。
また、本明細書内に規定する方法で表層軟化部の厚さを求め、板厚に対する比率を決定した。同様に、本明細書内に規定する方法で硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化の値を決定した。
表層軟化部のナノ硬さは、表面から表層軟化部厚さの１／２位置で、ナノ硬さを板厚垂直方向に１００点測定し、それらの値の標準偏差を表層軟化部のナノ硬さの標準偏差とした。
引張強度ＴＳおよび伸び（％）は、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。
また、限界曲げ半径Ｒは、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向（曲げ稜線が圧延方向と一致）となるようにＪＩＳ Ｚ２２０４に記載の１号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ２２４８に準じてＶ曲げ試験を行った。表層軟化部を片面のみに持つサンプルに対しては、表層軟化部を持つ面が曲げ外側になるように曲げた。ダイとパンチの角度は６０°とし、パンチの先端半径を０．５ｍｍ単位で変えて曲げ試験を行い、亀裂が発生せずに曲げることができるパンチ先端半径を限界曲げ半径Ｒとして求めた。
切欠き感受性は、以下のように求めた。まず、引張試験と同様にＪＩＳ Ｚ２２０１に記載の６号試験片を作製し、平行部の中心部に深さ５０μｍの切欠きを導入する。クロスヘッド速度を１００ｍｍ／分および０．１ｍｍ／分として引張試験を行う。クロスヘッド速度を１００ｍｍ／分として引張った際の引張強度（σ高速）と、クロスヘッド速度を０．１ｍｍ／分として引張った際の引張強度（σ低速）の比（σ高速／σ低速）を切欠き感受性の指標とする。σ高速／σ低速が１．０超となれば切欠感受性が低く、切欠き効果を緩和できると判断できる。一方、σ高速／σ低速は１．０となれば切欠き感受性が高く、引張速度に依らず容易に破断すると判断できる。
［実施例Ａ］
表１に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（母材鋼板）について、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面に表１に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。板厚に対する表層用鋼板の厚さの割合は、表１の「表層軟化部（片側）の割合（％）」に示す通りである。これを表２に示す加熱温度、仕上げ温度、巻取り温度の条件下で熱延し、積層熱延鋼板を得た。熱延鋼板を製品とする供試材の場合、熱延の７００℃〜５００℃での保持時間を表２に示す値に意図的に制御した。冷延鋼板を製品とする場合、その後、酸洗、５０％の冷延を行い、表２に示す条件で焼鈍を行った。
表１に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（母材鋼板）について、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面に表１に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。板厚に対する表層用鋼板の厚さの割合は、表１の「表層軟化部（片側）の割合（％）」に示す通りである。これを表２に示す加熱温度、仕上げ温度、巻取り温度の条件下で熱延し、積層熱延鋼板を得た。熱延鋼板を製品とする供試材の場合、熱延の７００℃〜５００℃での保持時間を表２に示す値に意図的に制御した。冷延鋼板を製品とする場合、その後、酸洗、５０％の冷延を行い、表２に示す条件で焼鈍を行った。
なお、得られた製品に対し、表層から板厚の２％の位置の化学組成と板厚１／２位置の化学組成を実測したところ、それぞれ表１に示す母材鋼板、および表層用鋼板の化学組成とほぼ変化がなかった。
表２を参照すると、例えば、比較例４、６、７および１０の鋼板では、表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下の要件を満たすものの、表層軟化部のナノ硬さの標準偏差は０．９であり、すなわち０．８以下の要件を満たしていないことがわかる。その結果として、これらの比較例の鋼板では、限界曲げ半径Ｒは２．５ｍｍまたは２ｍｍであった。これとは対照的に、上記の２つの要件を満たす本発明の実施例における鋼板では、限界曲げ半径Ｒは２ｍｍ未満、特には１．５ｍｍまたは１ｍｍであった。それゆえ、表層軟化部の硬さのばらつきを所定の範囲内に抑えることで、単に板厚中心部にそれよりも柔らかい表層軟化部を組み合わせた鋼板と比較して鋼板の曲げ性を顕著に改善できることがわかった。
また、比較例４の熱延鋼板を参照すると、熱間圧延後の冷却過程において７００℃〜５００℃での保持時間を１秒とした場合には、表層軟化部のナノ硬さの標準偏差は０．９であり、限界曲げ半径Ｒは２ｍｍであった。これとは対照的に、保持時間を２０秒としたこと以外は比較例４と同様にして作製された実施例３の熱延鋼板では、表層軟化部のナノ硬さの標準偏差は０．５であり、限界曲げ半径Ｒは１ｍｍであった。
また、実施例５の冷延鋼板を参照すると、Ａｃ３点−５０℃以上かつ７００℃以上９００℃以下の温度および５秒以上の要件を満たすように、焼鈍の際の温度および保持時間を適切に選択することで、表層軟化部の硬さのばらつきを抑制し（表層軟化部のナノ硬さの標準偏差：０．５）、その結果として冷延鋼板の曲げ性を顕著に改善できることがわかった（限界曲げ半径Ｒは１ｍｍ）。一方、上記の要件を満たさない比較例６および７の冷延鋼板では、表層軟化部のナノ硬さの標準偏差は０．９であり、限界曲げ半径Ｒは２ｍｍであった。
加えて、実施例９の冷延鋼板では、焼鈍の際の平均冷却速度が２℃／ｓであり、引張強度は１５００ＭＰａであった。一方、同じ鋼種ｂを用いた実施例８の冷延鋼板では、当該平均冷却速度を２０℃／ｓに制御することで、１６７０ＭＰａのより高い引張強度を達成することができた。
また、熱間圧延において粗圧延を粗圧延温度：１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率：５％以上５０％未満、およびパス間時間：３秒以上の条件下で２回以上実施することなしに製造された鋼板では、限界曲げ半径Ｒが高く、十分な曲げ加工性を達成することができなかった。さらに、本発明の実施例に係る全ての鋼板においてσ高速／σ低速の値が１．０超であり、それゆえ切欠き効果を抑制することができた。
［実施例Ｂ：硬さ遷移帯の形成］
表３に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（母材鋼板）について、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面に表１に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。板厚に対する表層用鋼板の厚さの割合は、表３の「表層用鋼板（片側）の割合（％）」に示す通りである。これを表４に示す加熱温度、加熱時間、仕上げ温度、巻取り温度の条件下で熱延し、積層熱延鋼板を得た。熱延鋼板を製品とする供試材の場合、熱延の７００℃〜５００℃での保持時間を表４に示す値に意図的に制御した。冷延鋼板を製品とする場合、その後、酸洗、５０％の冷延を行い、表４に示す条件で焼鈍を行った。
表３に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（母材鋼板）について、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面に表１に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。板厚に対する表層用鋼板の厚さの割合は、表３の「表層用鋼板（片側）の割合（％）」に示す通りである。これを表４に示す加熱温度、加熱時間、仕上げ温度、巻取り温度の条件下で熱延し、積層熱延鋼板を得た。熱延鋼板を製品とする供試材の場合、熱延の７００℃〜５００℃での保持時間を表４に示す値に意図的に制御した。冷延鋼板を製品とする場合、その後、酸洗、５０％の冷延を行い、表４に示す条件で焼鈍を行った。
なお、得られた製品に対し、表層から板厚の２％の位置の化学組成と板厚１／２位置の化学組成を実測したところ、それぞれ表３に示す母材鋼板、および表層用鋼板の化学組成とほぼ変化がなかった。
表４を参照すると、例えば、比較例１０４、１０６、１０７および１１１の鋼板では、表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下の要件を満たし、さらに硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下の要件を満たすものの、表層軟化部のナノ硬さの標準偏差は０．９であり、すなわち０．８以下の要件を満たしていないことがわかる。その結果として、これらの比較例の鋼板では、限界曲げ半径Ｒは２．５ｍｍまたは２ｍｍであった。一方、実施例１１２では、表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下の要件を満たし、さらに表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下の要件を満たすものの、硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５６３３（ΔＨｖ／ｍｍ）であり、すなわち５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）を超えていることがわかる。その結果として、実施例１１２の鋼板では、限界曲げ半径Ｒは１．５ｍｍであった。これとは対照的に、「表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下」および「表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下」の２つの要件を満たしかつ「硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下」である実施例の鋼板では、限界曲げ半径Ｒは１ｍｍであった。それゆえ、表層軟化部の硬さのばらつきおよび硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化の両方を特定の範囲内に制御することで、単に板厚中心部にそれよりも柔らかい表層軟化部等を組み合わせた鋼板であって、表層軟化部の硬さのばらつきおよび硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化の一方しか特定の範囲内に制御されていない鋼板と比較して鋼板の曲げ性を顕著に改善できることがわかった。
また、比較例１０４の熱延鋼板を参照すると、熱間圧延後の冷却過程において７００℃〜５００℃での保持時間を１秒とした場合には、表層軟化部のナノ硬さの標準偏差は０．９であり、限界曲げ半径Ｒは２ｍｍであった。これとは対照的に、保持時間を３０秒および巻取り温度を３００℃としたこと以外は比較例１０４と同様にして作製された実施例１０３の熱延鋼板では、表層軟化部のナノ硬さの標準偏差は０．５であり、限界曲げ半径Ｒは１ｍｍであった。
また、実施例１０５の冷延鋼板を参照すると、Ａｃ３点−５０℃以上かつ７００℃以上９００℃以下の温度および５秒以上保持の要件を満たすように、焼鈍の際の温度および保持時間を適切に選択することで、表層軟化部の硬さのばらつきを抑制し（表層軟化部のナノ硬さの標準偏差：０．５）、その結果として冷延鋼板の曲げ性を顕著に改善できることがわかった（限界曲げ半径Ｒは１ｍｍ）。一方、上記の要件を満たさない比較例１０６および１０７の冷延鋼板では、表層軟化部のナノ硬さの標準偏差は０．９であり、限界曲げ半径Ｒは２ｍｍであった。
加えて、実施例１０９の冷延鋼板では、焼鈍の際の平均冷却速度が２℃／ｓであり、引張強度は１４７０ＭＰａであった。一方、同じ鋼種ｂ’を用いた実施例１０８の冷延鋼板では、当該平均冷却速度を１０℃／ｓに制御することで、１６５０ＭＰａのより高い引張強度を達成することができた。
また、熱間圧延において粗圧延を粗圧延温度：１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率：５％以上５０％未満、およびパス間時間：３秒以上の条件下で２回以上実施することなしに製造された鋼板では、限界曲げ半径Ｒが高く、十分な曲げ加工性を達成することができなかった。さらに、本発明の実施例に係る全ての鋼板においてσ高速／σ低速の値が１．０超であり、それゆえ切欠き効果を抑制することができた。
［実施例Ｃ：残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含む板厚中心部の形成］
表５に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（母材鋼板）について、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面に表５に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。これを表６に示す加熱温度、仕上げ温度、巻取り温度の条件下で熱延し、積層熱延鋼板を得た。熱延鋼板を製品とする供試材の場合、熱延の７００℃〜５００℃での保持時間を表６に示す値に意図的に制御した。冷延鋼板を製品とする場合、その後、酸洗し、表６に示す冷延率にて冷延を行い、さらに表６に示す条件下で焼鈍を行った。
表５に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（母材鋼板）について、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面に表５に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。これを表６に示す加熱温度、仕上げ温度、巻取り温度の条件下で熱延し、積層熱延鋼板を得た。熱延鋼板を製品とする供試材の場合、熱延の７００℃〜５００℃での保持時間を表６に示す値に意図的に制御した。冷延鋼板を製品とする場合、その後、酸洗し、表６に示す冷延率にて冷延を行い、さらに表６に示す条件下で焼鈍を行った。
なお、得られた製品に対し、表層から板厚の２％の位置の化学組成と板厚１／２位置の化学組成を実測したところ、それぞれ表５に示す母材鋼板、および表層用鋼板の化学組成とほぼ変化がなかった。
引張強度が８００ＭＰａ以上であり、限界曲げ半径Ｒが２ｍｍ未満である場合を曲げ性に優れた高強度鋼板として評価した（表６中の実施例）。さらに伸びが１５％以上である場合を曲げ性および延性に優れた高強度鋼板として評価した（表６中の実施例２０１〜２４１）。一方、「引張強度が８００ＭＰａ以上」および「限界曲げ半径Ｒが２ｍｍ未満」の性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。
また、熱間圧延において粗圧延を粗圧延温度：１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率：５％以上５０％未満、およびパス間時間：３秒以上の条件下で２回以上実施することなしに製造された鋼板では、限界曲げ半径Ｒが高く、十分な曲げ加工性を達成することができなかった。さらに、本発明の実施例に係る全ての鋼板においてσ高速／σ低速の値が１．０超であり、それゆえ切欠き効果を抑制することができた。
［実施例Ｄ：硬さ遷移帯および残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含む板厚中心部の形成］
表７に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（母材鋼板）について、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面に表７に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。これを表８に示す加熱温度、加熱時間、仕上げ温度、巻取り温度の条件下で熱延し、積層熱延鋼板を得た。熱延鋼板を製品とする供試材の場合、熱延の７００℃〜５００℃での保持時間を表８に示す値に意図的に制御した。冷延鋼板を製品とする場合、その後、酸洗し、表８に示す冷延率にて冷延を行い、さらに表８に示す条件下で焼鈍を行った。
表７に示す化学組成を持つ板厚２０ｍｍの連続鋳造スラブ（母材鋼板）について、表面を研削して表面酸化物を除去した後、その片面または両面に表７に示す化学組成を有する表層用鋼板をアーク溶接で積層した。これを表８に示す加熱温度、加熱時間、仕上げ温度、巻取り温度の条件下で熱延し、積層熱延鋼板を得た。熱延鋼板を製品とする供試材の場合、熱延の７００℃〜５００℃での保持時間を表８に示す値に意図的に制御した。冷延鋼板を製品とする場合、その後、酸洗し、表８に示す冷延率にて冷延を行い、さらに表８に示す条件下で焼鈍を行った。
なお、得られた製品に対し、表層から板厚の２％の位置の化学組成と板厚１／２位置の化学組成を実測したところ、それぞれ表７に示す母材鋼板、および表層用鋼板の化学組成とほぼ変化がなかった。
引張強度が８００ＭＰａ以上であり、限界曲げ半径Ｒが２ｍｍ未満である場合を曲げ性に優れた高強度鋼板として評価した（表８中の実施例）。特に、実施例３５３および３５６では、表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下の要件を満たし、さらに表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下の要件を満たすものの、硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）を超えていることがわかる。その結果として、実施例３５３および３５６の鋼板では、限界曲げ半径Ｒは１．５ｍｍであった。これとは対照的に、「表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下」および「表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下」の２つの要件を満たしかつ「硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下」である実施例の鋼板では、限界曲げ半径Ｒは１ｍｍであった。さらに、板厚中心部が残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含む場合には、伸びが１５％以上となり、曲げ性に加えて、延性にも優れた高強度鋼板を得ることができた（表８中の実施例３０１〜３４１）。一方、「引張強度が８００ＭＰａ以上」および「限界曲げ半径Ｒが２ｍｍ未満」の性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。
また、熱間圧延において粗圧延を粗圧延温度：１１００℃以上、１パスあたりの板厚減少率：５％以上５０％未満、およびパス間時間：３秒以上の条件下で２回以上実施することなしに製造された鋼板では、限界曲げ半径Ｒが高く、十分な曲げ加工性を達成することができなかった。さらに、本発明の実施例に係る全ての鋼板においてσ高速／σ低速の値が１．０超であり、それゆえ切欠き効果を抑制することができた。
このようにして得られた本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）板厚中心部と、該板厚中心部の片側または両側に配置された表層軟化部とを含む引張強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、各表層軟化部が１０μｍ超から板厚の３０％以下の厚さを有し、前記表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下であり、前記表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下であり、前記板厚中心部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．８％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、
Ｍｎ：０．０１０〜８．０％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０〜３％、および
Ｎ ：０．０１％以下を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする、高強度鋼板。
（２）前記板厚中心部と各表層軟化部との間でそれらに隣接して形成された硬さ遷移帯をさらに含み、該硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下であることを特徴とする、上記（１）に記載の高強度鋼板。
（３）前記板厚中心部が残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含むことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の高強度鋼板。
（４）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、および
Ｂ ：０．０００１％〜０．０１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（５）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２％、および
Ｖ ：０．０１〜０．２％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（６）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１％、および
Ｎｉ：０．０１〜１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（７）前記表層軟化部のＣ量が前記板厚中心部のＣ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（８）前記表層軟化部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和が前記板厚中心部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（４）〜（７）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（９）前記表層軟化部のＢ量が前記板厚中心部のＢ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（４）〜（８）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１０）前記表層軟化部のＣｕ量およびＮｉ量の総和が前記板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（６）〜（９）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１１）前記表層軟化部の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含むことを特徴とする、上記（１）〜（１０）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１）板厚中心部と、該板厚中心部の片側または両側に配置された表層軟化部とを含む引張強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、各表層軟化部が１０μｍ超から板厚の３０％以下の厚さを有し、前記表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下であり、前記表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下であり、前記板厚中心部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．８％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、
Ｍｎ：０．０１０〜８．０％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０〜３％、および
Ｎ ：０．０１％以下を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする、高強度鋼板。
（２）前記板厚中心部と各表層軟化部との間でそれらに隣接して形成された硬さ遷移帯をさらに含み、該硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下であることを特徴とする、上記（１）に記載の高強度鋼板。
（３）前記板厚中心部が残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含むことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の高強度鋼板。
（４）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、および
Ｂ ：０．０００１％〜０．０１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（５）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２％、および
Ｖ ：０．０１〜０．２％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（６）前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１％、および
Ｎｉ：０．０１〜１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（７）前記表層軟化部のＣ量が前記板厚中心部のＣ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（８）前記表層軟化部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和が前記板厚中心部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（４）〜（７）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（９）前記表層軟化部のＢ量が前記板厚中心部のＢ量の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（４）〜（８）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１０）前記表層軟化部のＣｕ量およびＮｉ量の総和が前記板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、上記（６）〜（９）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
（１１）前記表層軟化部の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含むことを特徴とする、上記（１）〜（１０）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
Claims (12)
- 板厚中心部と、該板厚中心部の片側または両側に配置された表層軟化部とを含む引張強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、各表層軟化部が１０μｍ超から板厚の３０％以下の厚さを有し、前記表層軟化部の平均ビッカース硬さが板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．６０倍以下であり、前記表層軟化部のナノ硬さの標準偏差が０．８以下であることを特徴とする、高強度鋼板。
- 前記板厚中心部と各表層軟化部との間でそれらに隣接して形成された硬さ遷移帯をさらに含み、該硬さ遷移帯の板厚方向の平均硬さ変化が５０００（ΔＨｖ／ｍｍ）以下であることを特徴とする、請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記板厚中心部が残留オーステナイトを面積分率で１０％以上含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
- 前記板厚中心部が、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．８％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、
Ｍｎ：０．０１０〜８．０％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０〜３％、および
Ｎ ：０．０１％以下を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。 - 前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、および
Ｂ ：０．０００１％〜０．０１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、請求項４に記載の高強度鋼板。 - 前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２％、および
Ｖ ：０．０１〜０．２％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、請求項４又は５に記載の高強度鋼板。 - 前記板厚中心部が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１％、および
Ｎｉ：０．０１〜１％
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することを特徴とする、請求項４〜６のいずれか１項に記載の高強度鋼板。 - 前記表層軟化部のＣ量が前記板厚中心部のＣ量の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項４〜７のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
- 前記表層軟化部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和が前記板厚中心部のＭｎ量、Ｃｒ量およびＭｏ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項５〜８のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
- 前記表層軟化部のＢ量が前記板厚中心部のＢ量の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項５〜９のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
- 前記表層軟化部のＣｕ量およびＮｉ量の総和が前記板厚中心部のＣｕ量およびＮｉ量の総和の０．９倍以下であることを特徴とする、請求項７〜１０のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
- 前記表層軟化部の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含むことを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
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