WO2008007785A1 - Feuilles d'acier très résistantes et procédés de production de celles-ci - Google Patents

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WO2008007785A1
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steel sheet
martensite
less
space factor
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PCT/JP2007/064019
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Kenji Saito
Tomokazu Masuda
Masaaki Miura
Yoichi Mukai
Shushi Ikeda
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Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet required to have high press formability typified by a steel sheet for automobiles, and more particularly to a high-strength steel sheet having both elongation and stretch flangeability and a method for producing the same.
  • high-strength steel plates that are used after being press-formed are used in industrial products such as automobiles, electrical devices, and industrial machines. Since high-strength steel sheets are used to reduce the weight of industrial products, it is of course necessary to have high strength, but it is also necessary to be able to form various shapes of products. Therefore, high strength steel sheets are required to have excellent press formability. In order to meet this requirement, high-strength steel sheets with excellent elongation and stretch flangeability necessary for improving press formability are required.
  • a composite structure steel (Dual phase steel: DP steel) in which the metal structure also has a ferrite phase and a martensite phase is known. It has been.
  • the DP steel has both strength and elongation (particularly, uniform elongation) because it can ensure ductility (elongation) with soft freight and also strength with hard martensite.
  • strain stress
  • strain concentrates at the interface between the two phases during deformation, and the interface is likely to be the starting point of fracture, ensuring stretch flangeability (local elongation).
  • stretch flangeability local elongation
  • TRIP steel Transformation Induced Plasticity
  • This TRIP steel is a steel sheet with increased uniform elongation by transforming retained austenite to martensite during deformation (work-induced transformation).
  • the martensite in which the retained austenite of TRIP steel is transformed during processing is extremely hard, so the elongation flange property of the steel sheet, which tends to become the starting point of fracture, is inferior.
  • the metal structure is a single-phase structure.
  • a method of reducing the strength difference between the soft phase and the hard phase of a multiphase metal structure is known by suppressing the localization of processing strain by making the workability in the metal yarn and weave uniform.
  • Martensitic single-phase steel sheet is known as a steel sheet that has both strength and stretch flangeability because it has a uniform structure.
  • the martensitic single phase steel sheet is inferior in ductility and has a problem of insufficient elongation.
  • Patent Document 3 discloses a high-tensile cold-rolled steel sheet having a martensitic single-phase structure and a tensile strength of 880 to 1170 MPa by optimizing the composition and heat treatment conditions of the steel sheet. That is, in the high-tensile cold-rolled steel sheet of Patent Document 3, a steel sheet having a predetermined composition range is heated and held at 850 ° C., which is an industrially achievable temperature, and austenitic, and then martensite unit. It is supposed to be a phase organization. According to the present invention, the steel sheet having a martensite single-phase structure produced has a tensile strength of 880 to 1170 MPa and is excellent in stretch flangeability. However, the elongation EL (%) is less than 8% and the ductility is poor. If the ductility is improved in the high-strength steel sheet of the invention of Patent Document 3, press formability can be further improved.
  • Patent Document 4 a steel sheet in which the volume ratio of the low-temperature transformation phase composed of a martensite phase and the like and a retained austenite phase accounts for 90% or more of the entire metal structure is defined as a two-phase ferrite phase and austenite phase.
  • the microstructure of the fine ferrite phase and austenite phase inherited from the lath of the low-temperature transformation phase is formed, and then the cooling and the low-temperature transformation phase are finally dispersed in a lath shape by cooling.
  • the steel sheet produced by the steelmaking method disclosed in Patent Document 4 has a relatively high cooling stop temperature in the steelmaking process, so that a large amount of bainite precipitates, but residual austenite.
  • the ductility is excellent, but the stretch flangeability is insufficient.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication: Sho 55-122820
  • Patent Document 2 Japanese Published Patent Publication: Sho 60-43425
  • Patent Document 3 Japanese Patent Gazette: No. 3729108
  • Patent Document 4 Japanese Published Patent Publication: 2005-272954 Disclosure of the invention
  • DP steel sheets, TRIP steel sheets, and martensitic single-phase steel sheets each have their merits and demerits, and therefore, there is a demand for steel sheets having both high strength and excellent elongation and stretch flangeability. .
  • the present invention has been made to solve the problem.
  • Another object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having excellent elongation and stretch flangeability and a method for producing the same.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having improved elongation and stretch flangeability in a high-strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, and a method for producing the same.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.05-0.3%, Si: 3% or less (not including 0%), Mn: 0.5 to 3.0%
  • A1 A high-strength steel plate containing 0.01 to 0.1%, the balance being iron and inevitable impurities, and the space factor of the martensite phase, the main component of the metal structure, is 50% or more
  • the tensile strength is 590 MPa or more.
  • the present inventors have studied various structures that improve elongation and particularly stretch flangeability while ensuring high strength.
  • the fine structure formed in the matrix is annealed in the two-phase temperature range of ferrite + austenite (hereinafter referred to as “two-phase region annealing”).
  • Annealed bainite acts to suppress the growth of austenite, and subsequent quenching and tempering produce fine tempered martensite from austenite, which is formed by these microstructures. It has been found that stretch flangeability is improved, and thus the present invention has been completed.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a structure mainly composed of tempered martensite and finely dispersed annealed bainite, and the space factor of the tempered martensite is 50 to 95%, and the annealing is performed.
  • the space factor of bainite is 5-30%, and the average particle diameter of the tempered martensite is 10 m or less in terms of equivalent circle diameter.
  • the circle equivalent diameter means a circle having the same area as the grain of tempered martensite and means the diameter of the circle. It is obtained by image analysis of photographs.
  • the space factor means volume%, and it is obtained by performing Nital corrosion on a tissue observation specimen, observation with an optical microscope (1000 times), and image analysis of the observed structure photograph. Annealed bainite is observed as a body-centered cubic structure as a crystal structure.
  • a method for producing a high-strength steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability is a steel sheet having a bainite space factor of 90% or more in the total metal structure, and (Ac (Point 100 ° C) and below Ac point for 0-2400 seconds (including 0 seconds)
  • the material steel plate can be produced by hot rolling or further cold rolling the steel slab of the chemical component.
  • the Ac point is a two-phase region consisting of an austenite phase and a ferrite phase in the heating process.
  • the inventors of the present invention suppress the volume ratio of the retained austenite phase to 3% or less that does not affect the stretch flangeability, and a metal structure in which a fine martensite phase occupies most of the metal structure.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a martensite phase space factor of 80% or more that is the main component of the metal structure, and the average grain size of the martensite phase is 10 ⁇ m or less in terms of the equivalent circle diameter.
  • the space factor of the martensite phase having a diameter equivalent to a circle equivalent diameter of 10 m or more of the martensite phase is 15% or less, and further, the occupation of the residual austenite phase in the metal structure. The rate is less than 3%.
  • the space factor is the volume ratio of each phase constituting the metal structure in the steel material to the total metal structure.
  • the steel material is subjected to repeller corrosion and observed with an optical microscope and SEM (1000 times).
  • the space factor of the martensite phase and ferrite phase was determined by image analysis.
  • the space factor of the retained austenite phase was measured by the saturation magnetization method (see Heat Treatment, Vol. 136, (1996)).
  • the average grain size of the martensite phase is an average value of the crystal grain size of the martensite phase, and in the present invention, it was determined by a structural analysis by FEZSEM-EBSP with a step interval lOOnm.
  • the space factor of the fine tempered martensite phase with an average particle size of 10 ⁇ m or less is 80% or more, the tensile strength of 780 MPa or more is excellent. Ductility is ensured.
  • the space factor of the retained austenite phase is high, the stretch flangeability decreases, but in the present invention, the space factor of the residual austenite phase is suppressed to within 3%! Wow!
  • the martensite phase is a tempered martensite phase, and includes an annealed martensite phase as a metal yarn and weave other than the martensite phase and the retained austenite phase.
  • the space factor of the annealed martensite phase is preferably 3 to 20%.
  • the finely dispersed annealed martensite phase suppresses coalescence and growth of austenite phase grains.
  • the final structure becomes finer and the workability of the high-strength steel sheet is ensured.
  • a steel sheet having a total space factor of 90% or more of the martensite phase and the Z or retained austenite phase in the total metal structure is used as a base steel sheet. (Ac point—100 ° C) and below the Ac point for 30-1200 seconds.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is manufactured.
  • the main structure of the metal structure is a martensite phase and a ferrite phase, and the space factor of the martensite phase is 50 to 95% (“volume%”). And the structure is the same hereinafter), the space factor of the flite phase is 5 to 30%, and the average particle size of the martensite phase is 10 m or less in terms of the equivalent circle diameter.
  • the ferrite phase is preferably annealed martensite.
  • the method for producing a high-strength steel plate according to the present invention has a total space factor of 90% or more of the martensite phase and the Z or bainite phase in the total metal structure, and the former austenite.
  • a steel plate with a grain size equivalent to a circle equivalent diameter of 20 ⁇ m or less is used as the material steel plate (Ac point-1).
  • the martensite transformation start temperature is cooled to below the Ms point at an average cooling rate of
  • the high-strength steel sheet of the present invention is produced by heat treatment that is heated and held at a temperature of 00 to 550 ° C for 60 to 1200 seconds.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention in addition to the above basic components, is selected from the group of elements described in the following (a) to (e), or one type selected from a plurality of group forces Alternatively, two or more elements can be included within the range specified for each element group.
  • a structure mainly composed of tempered martensite and finely dispersed annealed bainite is used, the space factor of each is specified to a predetermined amount, and the average particle size of tempered martensite is 10 m. It was defined below. As a result, it is possible to provide a high-strength steel sheet having both high elongation and stretch flangeability while having high strength of 590 MPa or more, and by extension, excellent press formability.
  • a high strength steel sheet having a retained austenite phase space factor of 3% or less and a fine martensite phase space factor of 80% or more can be subjected to a relatively simple heat treatment process.
  • This high-strength steel sheet has a tensile strength of 780 MPa or more, and also has excellent stretchability and stretch flangeability, and therefore has excellent press formability.
  • a steel sheet of a composite structure mainly composed of a ferrite phase and martensite is used, and while the steel sheet as a whole has a high strength, the space factor between the ferrite phase and the martensite is particularly high. And by appropriately controlling the average particle diameter of these, a high-strength steel sheet having both excellent elongation and stretch flangeability could be realized.
  • the high-strength steel plate in one embodiment of the present invention is annealed in tempered martensite.
  • the space factor of the annealed bainite is less than 5%, austenite grains that weaken the pinning effect that suppresses the growth of austenite grow and eventually martensite becomes large grains to ensure good elongation. It becomes difficult to do. On the other hand, if it exceeds 30%, the stretch flangeability will decrease. Therefore, the lower limit of annealing bainite is 5%, preferably 7%, and the upper limit is 30%, preferably 25%.
  • the space factor of tempered martensite is less than 50%, the strength is lowered and the stretch flangeability is lowered. On the other hand, when it exceeds 95%, it becomes too hard and the elongation is lowered. For this reason, the lower limit of the tempered martensite phase is 50%, preferably 70%, and the upper limit is 95%, preferably 85%.
  • the average particle diameter of the tempered martensite exceeds 10 m in terms of a force equivalent circular diameter that depends on the amount of finely dispersed annealed bainite, elongation and stretch flangeability deteriorate. For this reason, the upper limit is 10 / z m.
  • the coexistence structure of the tempered martensite and the annealed bainite constitutes the structure main body of the high-strength steel sheet of the present invention.
  • the main body means 90% or more, preferably 95% or more, and even if other structures are contained in an amount of less than about 10%, they are allowed because they have little influence on elongation, particularly stretch flangeability.
  • Other structures include ferrite, pearlite, and retained austenite. Of course, fewer of these organizations are better.
  • the C is an important element for generating martensite and increasing the strength of the steel sheet. If the amount is less than 0.05%, the effect is too small. On the other hand, the higher the C content, the higher the strength. Although it is preferable, if it exceeds 0.3%, a large amount of retained austenite is formed, and stretch flangeability deteriorates. Also, the weldability is deteriorated. For this reason, the lower limit of the C content is 0.05%, preferably 0.07%, and the upper limit is 0.3%, preferably 0.25%.
  • Si acts as a deoxidizing element when melting steel, and is an element effective in increasing strength without degrading the ductility of the steel, and also suppresses the precipitation of coarse carbides that degrade stretch flangeability. have. If it is less than 0.01%, these effects are too small, and if it exceeds 3.0%, the effect is saturated. For this reason, the lower limit of the Si content is set to 0.01%, preferably 0.1%, and the upper limit is set to 3.0%, preferably 2.5%.
  • Mn is an element useful for increasing the hardenability of steel and ensuring high strength, and if it is less than 0.5%, this effect is insufficient. On the other hand, if it exceeds 3%, ductility is lowered and workability is adversely affected. For this reason, the lower limit of the Mn content is 0.5%, preferably 0.7%, and the upper limit is 3%, preferably 2.5%.
  • A1 is an element having a deoxidizing action. For that purpose, it is necessary to add 0.01% or more. On the other hand, even if added over 0.1%, the deoxidation effect is saturated, and it becomes a non-metallic inclusion source and deteriorates physical properties and surface properties. Therefore, the lower limit of the amount of A1 is 0.01%, preferably 0.03%, and the upper limit is 0.1%, preferably 0.08%.
  • suitable chemical components of the steel sheet of the present invention include the remaining Fe and impurities inevitably mixed in production, such as P, S, N, and O forces.
  • suitable chemical components of the steel sheet of the present invention include the remaining Fe and impurities inevitably mixed in production, such as P, S, N, and O forces.
  • one or more of the auxiliary element groups described in (a) to (e) below, or elements selected for multiple group forces, are added to each group. It is possible to add within the allowable range of.
  • These elements form precipitates such as carbides, nitrides and carbonitrides with C and N and contribute to improving the strength, and also increase the elongation and stretch flangeability by refining crystal grains during hot rolling.
  • the lower limit of the total amount of one or more of these elements is 0.01%, preferably 0.03%, and the upper limit is 1.0%, preferably 0.7%.
  • These elements are effective elements for achieving high strength while maintaining a high strength-ductility balance. In order to effectively exert such effects, it is preferable to add 0.05% or more. On the other hand, the above-mentioned effect increases as the content of these elements increases. When the total amount of one or more of these elements exceeds 1%, the energizing effect becomes saturated and the heat is also increased. There is a risk of cracking during rolling. For this reason, the upper limit of the total amount is 1.0%, preferably 0.7%.
  • B is an element effective in improving the hardenability and increasing the strength of the steel sheet in a small amount. In order to exert such effects, it is preferable to contain 0.0001% or more. However, if the B content is excessive and exceeds 0.005%, the grain boundaries may become brittle and cracks may occur during rolling. For this reason, the upper limit is set to 0.005%.
  • These elements are effective elements for controlling the form of sulfur in steel and improving workability. These effects increase as the content increases, but if excessively contained Since the above effect is saturated, the upper limit of the total amount of one or more of these elements is set to 0.003%.
  • a method for manufacturing a high-strength steel plate that is relevant to the embodiment of the present invention will be described.
  • a raw steel plate having the above chemical components and having a bainite space ratio of 90% or more with respect to the entire structure is prepared.
  • this steel sheet is subjected to a temperature of (Ac point – 100) ° C or higher and lower than Ac.
  • an annealing heat treatment is performed to cool the martensite transformation start temperature Ms point or less at an average cooling rate of 10 ° C / sec or more.
  • a tempering process in which the tensile strength is 590 MPa or more and the fine structure mainly composed of tempered martensite and annealing bainite is performed by tempering that maintains a time of 60 seconds or more and 1200 seconds or less at 300 ° C or higher and 550 ° C or lower A steel plate is obtained.
  • the material steel plate can be manufactured by the following steps. First, the steel with the above chemical composition is melted and the finishing temperature is set to Ar using the steel slab.
  • Finish hot rolling so that it reaches 3 points or more, then cool it to the bainite transformation temperature (about 350 to 450 ° C) at an average cooling rate of 10 ° C / sec or more, and wind at that temperature. take. Finishing temperature is less than Ar point or hot
  • the raw steel plate may be a cold-rolled steel plate that has been subjected to pickling treatment and cold rolling after hot rolling.
  • steel grades containing Ti, Nb, V, and Zr the steel slab is heated and held at a higher temperature during hot rolling in order to re-dissolve precipitates containing the elements generated before hot rolling. Is preferred.
  • the raw steel sheet does not satisfy the above hot rolling conditions and cooling conditions!
  • the bainite space factor can be increased to 90% or more by subjecting the hot rolled steel sheet to the following pre-annealing. can do. This preliminary annealing is performed after holding the hot-rolled steel sheet in the temperature range above the Ac point for about 5 seconds or more.
  • the material steel plate is then applied to the material steel plate (Ac point 100) ° C or more, Ac
  • the reason for setting the annealing temperature of the two-phase region annealing to (Ac point 100) ° C or more and Ac or less is as follows.
  • the annealing time is a force that allows martensite to be obtained by pulling austenite having a space factor of about 50% or more even if the temperature is raised to the annealing temperature, preferably lsec or more, and more preferably. It should be 5 seconds or longer. On the other hand, if held for longer than necessary, the austenite grains become coarse and fine martensite cannot be obtained. Therefore, it is preferable to keep it at 2400 sec or less, preferably 1200 sec or less.
  • tempering After the two-phase region annealing, tempering (reheating treatment) is performed. This is caused by softening hard martensite and decomposing residual austenite that generates martensite by processing-induced transformation. This is a process for improving stretch flangeability.
  • Tempering conditions are a temperature of 300 ° C or more and 550 ° C or less, and a time of 60 seconds or more and 1200 seconds or less is maintained. The cooling rate after the holding is not particularly limited.
  • the tempering temperature is less than 300 ° C, the elongation and stretch flangeability of the steel sheet with insufficient martensite softness are reduced.
  • tempering is performed at a temperature of 300 ° C or higher and 550 ° C or lower.
  • the tempering holding time is less than 60 seconds, the martensite softness is sufficient, and if it is longer than 1200 seconds, the martensite becomes too soft and it becomes difficult to secure the strength. Precipitation causes the stretch flangeability of the steel sheet to deteriorate.
  • the lower limit of the holding time during tempering is 60 seconds, preferably 90 seconds or more, more preferably 120 seconds, and the upper limit is 1200 seconds, preferably 900 seconds, more preferably 600 seconds.
  • Samples of microstructure observation specimens were collected from the sample steel plates, and the space ratio of annealed bainite and tempered martensite was determined by image analysis of micrographs after nital corrosion.
  • the average grain size of tempered martensite was determined by measuring the area of each grain by microstructure analysis using FEZSEM-EBSP, and determining the diameter of the circle corresponding to each grain. Sought by taking.
  • tensile strength and elongation were measured using a universal tensile tester manufactured by Instron and using a JIS No. 5 tensile test piece. Stretch flangeability was evaluated by using a 20-ton hole expansion tester manufactured by Tokyo Henki Co., Ltd. and determining the hole expansion rate ( ⁇ ) according to the Steel Federation Standard CFFST1001-1996). These measurement results are also shown in Table 4.
  • Table 4 for “Evaluation”, the tensile strength (TS) is 590 MPa or more, the elongation (EL) is 10% or more, and the hole expansion ratio ( ⁇ ) is 80% or more. In each of the three characteristics, ⁇ , 3 characteristics, 2 characteristics excellent ⁇ , 3 characteristics, only 1 characteristics excellent X.
  • the component composition of the high-strength steel sheet material of the present embodiment will be described.
  • Elements constituting the component composition of the high-strength steel sheet of this embodiment are C, Si, Mn, Al, Cr, Mo, Nb, Ti, and V, and the rest are Fe and inevitable impurities.
  • Cr, Mo, Nb, Ti, and V are elements that are added in order to further enhance the effects of the present invention, which are not necessarily necessary component elements.
  • the action of each element will be described below. In the following description, the ratio of the composition range represents mass%.
  • C is limited in the composition range of 0.05% force to 0.3%.
  • C is an element effective in generating a tempered martensite phase and increasing the strength of the steel sheet material.
  • the lower limit of 0.05% is the minimum amount necessary to obtain the specified strength.
  • the upper limit of 0.3% is specified for the following reasons. When more than 0.3% of the upper limit C is added, the C concentration in the tempered martensite phase and the retained austenite phase increases and the strength of these phases increases. The difference in strength between these phases and the ferrite phase with low C concentration increases. Since fracture is likely to occur at the interface between multiple phases with different strengths, stretch flangeability is reduced. Also, the weldability deteriorates significantly when the C concentration in the steel sheet increases.
  • Si has a composition range force limited to a range of 0% to 3%. Si suppresses the formation of relatively coarse carbides that reduce elongation flangeability, and also improves ductility. However, the effect of improving the ductility is saturated when the amount of Si added is about 3%. In addition, since Si has the effect of delaying the softness caused by tempering of the tempered martensite phase, when the Si content is high, the tempered martensite phase is not sufficiently tempered and is maintained at a high strength. The difference in strength increases and stretch flangeability decreases. Therefore, the upper limit for the amount of Si added is 3%.
  • Mn is limited to a range of composition range power of 0.5% or more and 3% or less.
  • Mn has the effect of increasing the tensile strength of the steel sheet by solid solution strengthening, improving the hardenability of the steel sheet, and promoting the formation of martensite phase.
  • Such an action of Mn is recognized in steels having an Mn content of 0.5% or more.
  • the Mn content is 1% or more.
  • the Mn content is preferably 2.5% or less.
  • A1 is limited to a composition range power of 0.01% or more and 0.1% or less.
  • A1 is used for steel deoxidation in the steelmaking process. If there is no solid solution A1 in the steel microstructure, the deoxidation of the steel may not be complete. If oxygen remains in the steel, the remaining oxygen will bond with Si and Mn. The oxidation products of these Si and Mn will also separate the molten steel force. Decreases. When A1 dissolved in the metal structure of steel exceeds 0.1%, the deoxidation product is reduced again by A1, and metallic A1 is produced. This metallic A1 becomes a relatively large inclusion, and becomes a material defect or surface defect. Therefore, the upper limit is set to 0.1%.
  • Cr and Mo are not essential elements in the high-strength steel sheet of the embodiment, but act effectively when added. Cr and Mo suppress the formation of carbides that lower the stretch flangeability and promote the formation of martensite phase in the metal structure of the steel sheet, so they can be added as necessary.
  • the composition range of Cr and Mo includes at least one element selected from Cr and Mo, and the total composition ratio of these elements is 0.5% or less. In order to effectively exhibit the effects of Cr and Mo, it is recommended that the composition ratio of Cr and Mo be 0.05% or more (more preferably 0.1% or more). However, even if Cr and Mo are added in an amount exceeding 0.5% in one or both selected from these types, the above-mentioned action is saturated and an action commensurate with the content is obtained. Absent.
  • Nb, Ti, and V are not essential elements for the high-strength steel sheet of this embodiment! /, But act effectively by adding them.
  • Nb, Ti and V form carbonitrides in the metal structure of the steel sheet, and have the effect of increasing the tensile strength of the steel by precipitation strengthening and the function of refining crystal grains. Therefore, these elements are added as necessary.
  • Nb, Ti and V forces If the total amount of one or more selected Nb, Ti and V is less than 0.01%, the above-mentioned action of Nb, Ti and V is not effective. On the other hand, if the total amount exceeds 0.1%, the amount of precipitates will increase, and the stretch flangeability will be significantly reduced.
  • the high-strength steel plate of the present embodiment may have a composition containing 1 mass% or less of Ni or Cu instead of Cr, Mo, Nb, Ti and V. Further, it may be a composition containing B in an amount of 0.0001% by mass or more and 0.0010% by mass or less. Furthermore, the composition may contain 0.003% by mass or less of Ca and Z or REM in total.
  • the material composition of the high-strength steel sheet of the present embodiment is composed of Fe and inevitable impurities except for the above components.
  • P and S are inevitable impurities, P is 0.05% or less (not including 0%) and S is 0.02% or less (including 0%)
  • the high strength of the present embodiment Does not adversely affect the properties of the steel sheet.
  • the workability of the steel sheet should be as low as possible. In particular, when the S content is large, MnS, which is an inclusion in the steel, increases, and the stretch flangeability of the steel sheet is significantly reduced.
  • the metal structure of the high-strength steel sheet of the present embodiment includes a tempered martensite phase with a space factor of 80% or more and a residual austenite phase with a space factor of 3% or less, with the remainder mainly consisting of a ferrite phase.
  • the tempered martensite phase will be described first.
  • the tempered martensite phase has a space factor of 80% or more, annealed martensite that remains finely in a part of the frit phase after the annealing step employed in the manufacturing method of the high-strength steel sheet of the embodiment described later.
  • coalescence and growth of austenite grains can be suppressed.
  • the space factor of the tempered martensite phase is less than 80%, the tempered martensite phase is divided into a ferrite phase, so that the stretch flangeability decreases.
  • the space factor of the tempered martensite phase is substantially 100%, the ductility is lowered when the tempered martensite single phase structure is formed. Therefore, the case of the space factor of 100% is not included in the present invention! /, .
  • the space factor of the tempered martensite phase having an average particle size of 10 / z m or less and a particle size of more than 10 m is 15% or less. If the average particle size is larger than 10 m or the space factor of the tempered martensite phase larger than 10 m exceeds 15%, the interface of the tempered martensite phase, which is the starting point of fracture, is unevenly distributed. Stretch flangeability cannot be obtained.
  • the space factor of the retained austenite phase is S3% or less.
  • the residual austenite phase changes to a tempered martensite phase during processing. Inducing induced transformation Therefore, the residual austenite phase reduces stretch flangeability. Therefore, the space factor of the retained austenite phase must be kept low in order to improve stretch flangeability.
  • the space factor of the retained austenite phase is preferably 2% or less, more preferably 1% or less.
  • the high-strength steel sheet according to the present embodiment is obtained by subjecting a steel sheet material satisfying a predetermined condition to a heat treatment including a predetermined annealing process and a tempering process.
  • the steel material of the high-strength steel sheet of this embodiment must satisfy the following metal structure conditions.
  • the steel plate material of the high-strength steel plate of this embodiment needs to have a space factor of 90% or more for the martensite phase and the retained austenite phase.
  • the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase is 95% or more.
  • the steel material of the high-strength steel sheet of the present embodiment in which the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase is 90% or more is manufactured as follows.
  • the steel material (hereinafter referred to as “steel material”) of the high-strength steel plate of the present embodiment is a steel slab adjusted to satisfy the above-described composition of the high-strength steel plate material, and the finish rolling temperature is higher than the Ac point. Hot rolling at temperature. After that, this hot rolled steel sheet
  • the steel plate material is manufactured by winding after cooling to a cooling stop temperature of a temperature lower than the Ms point (approximately 350 ° C or less).
  • the finishing rolling temperature is below the Ac point.
  • the heat treatment is performed by cooling to a cooling stop temperature of 350 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C. Z seconds or more. If the steel plate is kept in the temperature range below the Ac point,
  • the phase is generated and the space factor does not exceed 90%.
  • the above steel plate is
  • the annealing temperature, holding time, upper limit of cooling rate and lower limit of cooling stop temperature are not particularly defined.
  • the high-strength steel plate of the present embodiment can be obtained by subjecting a steel plate material to a heat treatment using a predetermined annealing process and tempering process. In this annealing process, the steel sheet material is made to have an Ac point of 50 ° C or less.
  • the grain size affects the crystal grain size of the tempered martensite phase of the high-strength steel sheet of the embodiment. That is, as in the high-strength steel plate of the present embodiment, a fine tempered martensite having an average grain size of 10 / zm or less and a space factor of a tempered martensite phase having a grain size of more than 10 m is 15% or less.
  • the steel sheet material must be Ac point or less Ac point 50 ° C or more
  • a steel sheet having a metal structure in which such a fine tempered martensite phase is formed has high strength and high ductility.
  • the austenite single phase is in a temperature range higher than the stable Ac point.
  • the space factor of the tempered martensite phase of the high-strength steel sheet after heat treatment is lower than that of the high-strength steel sheet of this embodiment.
  • the stretch flangeability of the high-strength steel sheet is lowered. Therefore, the holding temperature was set to Ac point or less, Ac point to 50 ° C or more.
  • the holding time is less than 30 seconds in this annealing step, the austenite phase is not sufficiently generated, and therefore a fine martensite phase cannot be obtained after this annealing step.
  • the holding time is longer than 1200 seconds, the austenite crystal grains to be generated are coarsened, so that the fine tempered martensite phase cannot be obtained. Therefore, the holding time needs to be in the range of 30 seconds to 1200 seconds, and preferably in the range of 120 seconds to 600 seconds.
  • the steel sheet material that has undergone the annealing process is held at a temperature of 300 ° C to 550 ° C for 60 seconds to 1200 seconds.
  • a fine martensite phase is formed in the metal structure of the steel sheet material that has undergone the annealing process.
  • the steel sheet material is softened and the hardness difference between the annealed martensite phase and ferrite phase is reduced, whereby excellent stretch flangeability as well as ductility can be obtained.
  • the holding temperature in this tempering process is less than 300 ° C, the hardness of the tempered martensite phase is too high, and the stretch flangeability of the steel sheet is lowered.
  • the holding temperature is higher than 550 ° C, the cementite phase produced by the decomposition of the retained austenite phase becomes coarse, and the stretch flangeability of the steel sheet decreases.
  • the holding time in this tempering process is less than 60 seconds, the hardness of the tempered martensite phase is too high, and the elongation and stretch flangeability of the steel sheet deteriorate.
  • the holding time in this tempering step is a force of 60 seconds or more and 1200 seconds or less, preferably 90 seconds or more and 900 seconds or less, more preferably 120 seconds or more and 600 seconds or less.
  • the steel sheet material that has undergone the annealing process and the tempering process is the high-strength steel sheet of the present embodiment, and has high stretch flangeability in addition to the characteristics of high tensile strength and high ductility. Therefore, this high-strength steel sheet is used for various industrial products such as automobiles as a steel sheet having excellent press formability.
  • Steel slabs with other component compositions do not correspond to the component composition of this embodiment, and as shown in Tables 6 and 7, these steel slab force test steel plates produced are comparative examples.
  • These steel slabs with the composition of components A to Y were hot-rolled at a finishing temperature of 850 ° C to obtain 56 types of test steel plates (No. 1 to 56) with a thickness of 3 mm. Winded up at temperature. Further, each of the test steel plates Nos. 1 to 45 was pickled to remove the scale, and the thickness was 1.2 mm by cold rolling. Thereafter, each test steel plate except test steel plates 2 and 11 was pre-annealed under the predetermined conditions shown in Table 6. Thereafter, each of the test steel plates Nos. 1 to 56 was subjected to heat treatment in an annealing process and a tempering process under predetermined conditions shown in Table 7 to obtain test steel sheets for measurement.
  • the steel sheets corresponding to the examples all have a low-temperature transformation phase space factor of 9% or more, and meet the conditions of the steel sheet material.
  • M Martensite phase
  • ⁇ Ferrite phase
  • B Bainitic phase
  • Residual retained austenite phase As shown in Table 7, 33 out of the 56 types of test steel plates produced were examples that correspond to this embodiment. The other is a comparative example. [Table 7]
  • a tensile strength test and a stretch flange test were performed for each of the 56 types of test steel sheets produced by such a process.
  • the tensile strength test was carried out in accordance with JISZ2241 using JIS5 test pieces taken from each test steel plate so that the direction perpendicular to the rolling direction of each test steel plate was the tensile direction during the test.
  • the yield strength YS, tensile strength TS and elongation EL were measured.
  • Table 8 and Table 9 show the characteristic measurement results of each of the 56 types of test steel sheets.
  • AM indicates the annealed martensite phase
  • TM indicates the tempered martensite phase
  • residual ⁇ indicates the residual austenite phase.
  • the space factor of the retained austenite phase was set to 0% when it was below the detection limit.
  • test steel sheet that satisfies all the conditions of tensile strength: TS ⁇ 780MPa, elongation: EL ⁇ 10%, and hole expansion ratio: ⁇ 80% shall correspond to the high-strength steel sheet according to the present invention.
  • Test steel sheet that satisfies all three conditions and has a particularly excellent hole expansion ratio ( ⁇ 100%): ⁇ , test steel that satisfies all conditions: ⁇ , test steel that satisfies 2 of the 3 conditions : ⁇ , Test steel plate that satisfies only 1 condition or less among 3 conditions: X was determined.
  • Test steel plates No. 3, 5, 7, 8, 11, 13, 14, 17, 18, 20, 23, 24, 27, 28, 33, 34, 37, 38, 40 to 45 are all in this embodiment.
  • Steel slab (B, C, E, F, I, J, L, N to T in Table 5) forces corresponding to the composition of high-strength steel sheets are also produced.
  • Tables 6 and 7 the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase in the metal structure before the annealing process of these test steel sheets, the annealing process and the tempering process were performed in this embodiment. It corresponds to the conditions of high strength steel plate. All of these test steel sheets satisfy the conditions of tensile strength, elongation and stretch flangeability of the present invention.
  • test steel sheets corresponding to the high-strength steel sheets of the embodiments Nos. 3, 5, 8, 14, and 20 are particularly excellent in stretch flangeability.
  • the space factor of the retained austenite phase of these test steel sheets is 0%, and the tempered martensite phase has a relatively small average grain size, and the space factor of the tempered martensite phase with a grain size of 10 m or more is compared. Low,
  • Test steel plate No. 1 was made from steel slab A with a low C content, so test steel plate No. 2 with low tensile strength had a martensitic phase and retained austenite phase in the metal structure before the annealing process. Since the volume fraction was low, the grains of the tempered martensite phase were coarsened, and the strength and stretch flangeability deteriorated.
  • Test steel No. 4 had a pre-annealing temperature lower than the Ac point.
  • the space factor of the low-temperature transformation phase is low, and the crystal grains of the tempered martensite phase are coarsened, resulting in low ductility and stretch flangeability.
  • Test steel No. 6 had a short holding time in the pre-annealing, so the space factor of the martensite phase and the retained austenite phase in the metal structure in the state before the annealing process was low, and tempered martensite. The phase crystal grains became coarse. As a result, elongation and stretch flangeability are low.
  • Test steel No. 9 was slow in cooling after pre-annealing, so the space factor of the martensite phase and residual austenite phase in the metal structure before the annealing process was low, and the tempered martensite phase was coarse. Turned into. As a result, elongation and stretch flangeability are low.
  • Test steel No. 10 has a high cooling stop temperature after pre-annealing, so the space factor of the martensite phase and residual austenite phase in the metal structure before the annealing process is low, and the tempered martensite phase is low. It became coarse. As a result, the elongation and elongation flange properties are low.
  • test steel plate No. 12 the metal structure after the tempering process corresponds to that of the high-strength steel plate of the embodiment.
  • This test steel plate has a large amount of C, and steel slab D force was also produced.
  • the difference in strength between the annealed martensite phase and the tempered martensite phase, which are part of the ferrite phase, has not been sufficiently reduced. As a result, stretch flangeability became low.
  • Test steel plate No. 15 has a metal structure after tempering that corresponds to that of the high-strength steel plate of the embodiment.
  • This test steel plate has a large amount of Si and was produced by steel slab G force. is there. Therefore, the tempered martensite phase is not tempered sufficiently, and the strength difference between the annealed martensite phase and the tempered martensite phase, which are part of the ferrite phase, is not sufficiently reduced. Yes. As a result, stretch flangeability became low.
  • Test steel plate No. 16 was made of steel slab H force with a small amount of Mn, and its hardenability was not sufficient, so that a large amount of retained austenite remained after the annealing process. As a result, elongation and stretch flangeability were lowered.
  • test steel plate No. 19 was made of steel slab K, et al. With a large amount of Mn, the space factor and size of the martensite phase and retained austenite phase in the metal structure after the tempering process were the same as in the high strength steel plate of the embodiment. Mn's partial prayer occurred. As a result, elongation and stretch flangeability were lowered.
  • Test steel plate No. 21 was produced by M steel slab with a large amount of A1 additive. As a result, there were many surface defects on the steel surface. As a result, stretch flangeability became low.
  • Test steel plate No. 22 was heated to the Ac point or higher in the annealing process, so
  • Test steel No. 25 has a heating and holding temperature in the annealing process lower than the Ac point of 50 ° C.
  • the austenite phase was sufficiently generated.
  • the space factor of the tempered martensite phase was lowered, and the stretch flangeability was lowered.
  • Test steel plate No. 26 is at or below the Ac point in the annealing process.
  • Test steel plate No. 29 is below the Ac point in the annealing process.
  • Test steel plate No. 30 was cooled too slowly after the annealing step, so that phases other than the tempered martensite phase were generated, and the tempered martensite phase was sufficiently generated. As a result, the tensile strength decreased.
  • Test steel plate No. 31 had insufficient martensite phase formation because the cooling stop temperature after the annealing process was higher than the Ms point. As a result, the space factor of the tempered martensite phase was lowered and the stretch flangeability was lowered.
  • Test steel No. 35 had cementite precipitated because the heating and holding temperature in the tempering step in the tempering step was higher than the upper limit.
  • the test steel plate No. 36 with low stretch flangeability had a heating / holding time in the tempering process that was too short, and the space factor of the retained austenite phase was not sufficiently reduced.
  • the dislocation density of the tempered martensite phase did not decrease, and the strain was sufficiently relaxed. As a result, stretch flangeability was lowered.
  • the present inventors Based on the premise of using a composite structure steel plate (DP steel plate) of ferrite phase and martensite, the present inventors also improve the stretch flangeability that is the only characteristic of this DP steel plate that is both strength and elongation. Various angular forces were examined for the requirements. As a result, the present inventors have developed a two-phase region (ferrite + austenite region) for a steel plate having a fine lath structure (martensite and Z or bainite) as a raw steel plate (ie, as an initial structure). ) (Hereinafter referred to as “two-phase annealing”), it was found that a very fine ferrite + martensite composite structure can be obtained. In addition, the present inventors have found that a steel sheet having such a structure has good elongation and stretch flangeability.
  • the flits produced by the two-phase annealing are finely dispersed, and the pinning effect causes the two-phase annealing during the two-phase annealing.
  • the structure after quenching becomes a very fine ferrite + martensite structure.
  • grain refinement elements such as Ti, Nb, V, and Zr
  • the microstructure can be further refined. In this way, the resulting composite structure steel sheet has further improved elongation and stretch flangeability.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is a steel having a composite structure mainly composed of a ferrite phase and martensite.
  • the space factor of each of these phases to the entire structure is also required. It needs to be properly adjusted. That is, in the high-strength steel sheet of the present invention, the space factor of the ferrite phase and martensite is 5 to 30% and 50 to 95%, respectively.
  • the ferrite phase space factor is less than 5%, good elongation cannot be secured, and the pinning effect to suppress austenite growth becomes dilute. Deteriorates.
  • a preferable space factor of the ferrite phase is 7% or more and 25% or less.
  • the space factor is the ratio of each phase constituting the metal structure in the steel to the total structure.
  • the volume fraction of ferrite phase and martensite can be determined by image analysis after steel material is subjected to nital corrosion, observed with an optical microscope (1000 times).
  • the average grain size of the ferrite phase is not more than the equivalent circle diameter and the average grain size of the martensite phase is not more than 6 m in equivalent circle diameter.
  • the “average particle size” of these phases is obtained by, for example, obtaining 20 particle sizes by observing the structure with an optical microscope or FEZSEM-EBSP and averaging them.
  • the composite structure steel sheet according to the present invention is mainly composed of a ferrite phase and martensite, but it is not necessarily necessarily 100% in these phases alone.
  • at least the total sum is 70% or more, preferably 80% or more in terms of space factor, and it is allowed to contain bainite, pearlite, retained austenite, etc. as the remaining structure (or phase).
  • these structures are preferably as small as possible from the viewpoint of not reducing the stretch flangeability.
  • the structure is controlled as described above, whereby good elongation and
  • the preferred component composition considering the strength and strength (tensile strength TS of 590 MPa or more) that shows stretch flangeability is C: 0.05-0.3%, Si: 0.01-3%, In addition to Mn: 0.5 to 3.0%, A1: 0.01 to 0.1%, and at least one element selected from the group consisting of Ti, Nb, V and Zr Included is ⁇ 1%, the balance being iron and inevitable impurities.
  • the reasons for defining these preferable ranges are as follows.
  • the C content is an important element for increasing the strength of the steel sheet by generating martensite.
  • the C content is preferably 0.05% or more. From the viewpoint of increasing strength, the higher the C content, the better. However, if the amount is too high, a large amount of retained austenite that deteriorates stretch flangeability is generated, and the weldability is also adversely affected. It is preferable to make it 0.3% or less.
  • a more preferable lower limit of the C content is 0.07%, and a more preferable upper limit is 0.25%.
  • Si is effective as a deoxidizing element when melting steel, and is an effective element that increases the strength without degrading the ductility of the steel, and also a coarse carbide that degrades stretch flangeability. It also has the effect of suppressing the precipitation of. To make these effects effective
  • 0.1% or more is preferably contained.
  • the preferable upper limit was set to 3%.
  • a more preferable lower limit of the Si content is 0.1%, and a more preferable upper limit is 2.5%.
  • Mn is an element useful for enhancing the hardenability of the steel sheet and ensuring high strength. In order to exert such effects, it is preferable to contain 0.5% or more. However, if the Mn content is excessive, the ductility is lowered and the workability is adversely affected. Therefore, the upper limit is 3.0%. A more preferable Mn content is 0.7% or more and 2.5% or less.
  • A1 is an element having a deoxidizing action, and when A1 deoxidation is performed, 0.01% or more of A1 must be added. However, if there is too much A1 content, the above effect will be saturated and non-gold 0.1% is the upper limit because it becomes a source of genus inclusions and deteriorates physical properties and surface properties. A more preferable content of A1 is 0.03% or more and 0.08% or less.
  • These elements form precipitates such as carbides, nitrides and carbonitrides with C and N and contribute to improving the strength, and also have the effect of increasing the elongation and stretch flangeability by refining the crystal grains during hot rolling. Have. These effects are effectively exhibited by adding 0.01% or more in total (one or more). A more preferable content is 0.03% or more. However, if it is too much, elongation and stretch flangeability will be deteriorated, so it should be kept below 1%, more preferably below 0.7%.
  • Preferred basic components in the composite structure steel sheet of the present invention are as described above, with the balance being iron and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include steel raw materials or P, S, N, O, etc. that can be mixed in the manufacturing process.
  • Ni and Z or Cu in total are 1% or less (not including 0%), (b) Cr: 2% or less (0%) And Z or Mo: 1% or less (excluding 0%), (c) B: 0.0001 to 0.005%, (d) Ca and / or REM in total 0.003% or less (Not including 0%) is also useful, and the properties of the steel sheet are further improved depending on the types of components contained.
  • the reasons for setting the ranges when these elements are contained are as follows.
  • These elements are effective elements for achieving high strength while maintaining a high strength-ductility balance. These effects increase as their content increases. If the total amount (1 type or 2 types) exceeds 1%, the above effect will be saturated and cracking may occur during hot rolling. . A more preferable lower limit of these contents is 0.05%, and a more preferable upper limit is 0.7%.
  • Cr and Mo are both effective elements for stabilizing the austenite phase and facilitating the formation of a low-temperature transformation phase during the cooling process, and the effect increases as the content increases.
  • Cr should be suppressed to 2% or less (more preferably 1.5% or less), and Mo should be suppressed to 1% or less (more preferably 0.7% or less). It is.
  • B is an element effective in improving the hardenability and increasing the strength of the steel sheet in a small amount. In order to exert such effects, it is preferable to contain 0.0001% or more. However, if the B content is excessive and exceeds 0.005%, the grain boundaries become brittle and cracking may occur during rolling.
  • Ca and REM are elements that control the form of sulfides in steel and are effective in improving workability. These effects increase as the content increases, but if they are contained excessively, the above effects are saturated, and should be 0.003% or less.
  • low-temperature transformation phase the total space occupied by martensite and Z or bainite (hereinafter, these phases may be referred to as “low-temperature transformation phase”) in the entire structure. It is necessary to perform a predetermined heat treatment using a steel sheet having a ratio of 90% or more and a prior austenite grain diameter of 20 ⁇ m or less in equivalent circle diameter.
  • the material steel plate used in the present invention has a low-temperature transformation phase space factor of 90% or more.
  • This low temperature transformation phase may be composed solely of martensite or bainite. If the space factor of the low-temperature transformation phase is less than 90%, the coarse ferrite phase will be generated if the ferrite phase and austenite phase are heated (two-phase region annealing) in the annealing step (final annealing step) described later. Further, since the austenite phase is formed, the fine ferrite phase and martensite described above cannot be obtained over the final structure. As a result, stretch flangeability cannot be improved.
  • a material steel sheet having a low-temperature transformation phase space factor of 90% or more can be produced by the following process. First, using a steel slab adjusted to satisfy the chemical composition as described above, hot rolling was performed so that the finish rolling temperature was higher than the Ac point.
  • cooling rate of the steel is less than 10 ° CZ seconds, a fly phase is easily formed during cooling after hot rolling, and the space factor of the low temperature transformation phase after hot rolling does not exceed 90%.
  • the predetermined heating temperature and the time (holding time) held at the heating temperature may be appropriately adjusted.
  • the force that makes the austenite grain size finer by utilizing the piunging effect by microprecipitation of microalloys Ti, Nb, V, Zr, etc.
  • the calo heat temperature and the holding time are preferably 1000 ° C.
  • the steel sheet used in the present invention needs to have a prior austenite grain size of 20 m or less, from the viewpoint of improving elongation and stretch flangeability by refining the structure! .
  • a prior austenite grain size of 20 m or less, from the viewpoint of improving elongation and stretch flangeability by refining the structure! .
  • Such pre-annealing is performed after holding the steel sheet in the temperature range of the Ac point or higher for 5 seconds or more.
  • the space factor of the low temperature transformation phase does not exceed 90%. Also, the temperature above the Ac point Even when a steel sheet is held in a temperature range, if the holding time is less than 5 seconds, the austenite of the metal structure is insufficient, so the space factor does not exceed 90%.
  • the average grain size of the ferrite phase and martensite in the finally obtained high-strength steel sheet is determined by the size of the ferrite phase and austenite crystal grains that are formed when the steel is heated and held.
  • the material steel plate (Ac point—100 ° C) or more, Heat and hold in the temperature range below the Ac point
  • the austenite single phase is at a temperature higher than the stable Ac point.
  • the “pinning effect” is as follows.
  • the base steel sheet has a microstructure that is mainly composed of a highly refined lath-like low-temperature transformation phase due to the micronizing effect of microalloys.
  • a ferrite phase having a low space factor and finely dispersed is formed.
  • “ferrite phase” means martensite. Or it refers to annealed martensite or annealed bainite that occurs when bainite is annealed at high temperatures (two-phase region).
  • the heating and holding time when the heating and holding time is less than 1 second, the austenite phase is not sufficiently formed, so that it is not possible to obtain martensite with a space factor of 50% or more after this annealing step. .
  • the heating and holding time is longer than 2400 seconds, the austenite crystal grains to be generated are coarsened, and thus the above-described fine composite structure cannot be obtained.
  • the heating and holding time during the final annealing needs to be in the range of 1 second to 2400 seconds. Preferably, it is 5 seconds or more and less than 1200 seconds.
  • the holding temperature in this tempering step is less than 300 ° C, the martensite softness is not sufficient, and the elongation and stretch flangeability of the steel sheet will deteriorate.
  • the holding temperature is higher than 550 ° C, a coarse cementite phase is precipitated, and the stretch flangeability of the steel sheet is lowered.
  • the holding time in the tempering process is less than 60 seconds, the softness of martensite is not sufficient, so that the elongation and stretch flangeability of the steel sheet deteriorate.
  • the holding time is longer than 1200 seconds, the martensite becomes too soft and it becomes difficult to ensure the strength, or the stretch flangeability of the steel sheet decreases due to precipitation of cementite.
  • This holding time is preferably 90 seconds or more and 900 seconds or less, more preferably 120 seconds or more and 600 seconds or less.
  • [C], [Ni], [Si], [V], [Mo], [W], [Mn], [Cr], [Cu], [P], [Al], [As] , [Ti] and [Co] are C, Ni, Si, V, Mo, W, Mn, Cr, Cu, P, Al, As
  • the obtained steel sheets were subjected to final annealing and reheating (tempering) as shown in Tables 14 and 15 below to create test steel sheets, and the structure of each test steel sheet (Flight OC space) , Average particle size of Freight ⁇ , space factor of martensite ⁇ , average particle size of martensite)), and mechanical properties (tensile strength TS, elongation EL, hole expansion rate ⁇ ) by the following methods Set.
  • Tables 14 and 15 below also show the structure before final annealing [phase composition, low temperature transformation phase space factor, prior austenite ( ⁇ ) grain size].
  • the space factor of ferrite a and martensite M is measured by image analysis of the structure photograph after nital corrosion, and the average particle size of ferrite a and martensite M is measured by structural analysis using FEZSEM-EBSP. Then, the average value was calculated in terms of the “equivalent circle diameter”.
  • Tensile test Tensile strength (TS) and elongation (total elongation: EL) were determined using a JIS No. 5 tensile test piece using a universal tensile tester manufactured by Instron.
  • each test steel sheet (ferrite ⁇ space factor, ferrite ⁇ average particle size, martensite ⁇ space factor, ⁇ average particle size), and mechanical properties (tensile strength TS, elongation EL, Tables 16 and 17 below show the measurement results of the hole expansion ratio.
  • the tensile strength (TS) is 590 MPa or more
  • the elongation (EL) is 10% or more
  • the hole expansion rate ( ⁇ ) is 80% or more.
  • ⁇ is excellent
  • ⁇ is excellent in 2 characteristics
  • ⁇ is in 3 characteristics
  • X is the one in which only 1 characteristic is excellent, and only ⁇ is acceptable.
  • Nos. 1 to 3, 6, 9, 10, 13, 16 to 18, 33 to 36 have at least one of the requirements of the chemical component yarn and the production conditions. Because it is outside the range specified in, the following satisfactory characteristics can be obtained.
  • Test Nos. 1 and 2 do not contain Ti, Nb, V, Zr, etc., so the old ⁇ grain size in the raw steel sheet (the steel sheet before final annealing) becomes coarse and desired. Elongation and stretch flangeability are obtained.
  • the C content is less than the preferred range defined in the present invention, so the tensile strength TS is low.
  • the C content is too much higher than the preferable range specified in the present invention, so that the strength becomes higher than necessary and the ductility decreases.
  • the elongation characteristics are getting worse.
  • the Mn content is larger than the preferable range specified in the present invention, so that the ductility is lowered, and the elongation and the stretch flangeability are deteriorated.
  • the amount of A1 is too much larger than the preferable range specified in the present invention, so that the surface of the steel material has increased wrinkles, the wound material ductility is lowered, and the stretch flangeability is deteriorated.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention has both excellent elongation and stretch flangeability, and thus has excellent press formability. Therefore, the high-strength steel sheet according to the present invention is processed by press forming and can be used for various industrial products such as automobiles, especially industrial products that require light weight.

Description

明 細 書
高強度鋼板およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、自動車用鋼板に代表される高プレス成形性が求められる高強度鋼板、 特に伸びおよび伸びフランジ性を兼ね備えた高強度鋼板とその製造方法に関する。 背景技術
[0002] 一般にプレス成形されて使用される高強度鋼板は、自動車、電機装置および産業 用機械等の工業製品に使用されている。高強度鋼板は工業製品を軽量ィ匕するため に用いられるため、高強度であることが勿論必要であるが、製品の様々な形状を形成 可能であることも必要である。そのため高強度鋼板はプレス成形性が優れて 、ること が要求される。この要求に答えるために、プレス成形性向上に必要な伸びおよび伸 びフランジ性が優れた高強度鋼板が必要である。
[0003] これらの各特性を兼ね備えた鋼として、例えば特許文献 1に記載されて ヽるように、 金属組織がフェライト相とマルテンサイト相力もなる複合組織鋼 (Dual phase鋼： DP 鋼）が知られている。前記 DP鋼は軟質なフ ライトにより延性 (伸び)を確保すると共 に硬質なマルテンサイトにより強度を確保することができるので、強度と伸び (特に、 均一伸び)を兼備するものである。しかし、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトが 共存するため、変形時には両相の界面にひずみ (応力）が集中して、界面が破壊の 起点となり易くなり、伸びフランジ性 (局部伸び)が確保し難いという欠点がある。
[0004] また、 DP鋼よりも更に高 、延性 (特に、均一伸び）が期待できる鋼板として、例えば 、特許文献 2に記載されているように、 TRIP (Transformation Induced Plastici ty:変態誘起塑性)現象を活用した TRIP鋼が知られている。この TRIP鋼は、変形中 に残留オーステナイトをマルテンサイトに変態させること (加工誘起変態）により、均一 伸びを高めた鋼板である。しかし、 TRIP鋼の残留オーステナイトが加工中に変態し たマルテンサイトは極めて硬質であるため、破壊の起点となり易ぐ鋼板の伸びフラン ジ性が劣ることになる。
[0005] 一方、高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、金属組織を単相組織とし 、金属糸且織内の加工性を均一化することにより、加工ひずみの局在化を抑制する方 法ゃ複相の金属組織の軟質相と硬質相の強度差を低減する方法が知られている。 マルテンサイト単相組織鋼板は均一組織であるため、強度と伸びフランジ性を両立 させる鋼板として知られている。しかし、マルテンサイト単相組織鋼板は延性に劣り、 伸びが不十分であるという問題がある。
[0006] 特許文献 3では、鋼板の組成および熱処理条件を適正化することにより、マルテン サイト単相組織にし、引張強度が 880〜1170MPaの高張力冷延鋼板を開示してい る。すなわち、特許文献 3の高張力冷延鋼板は、所定の組成範囲の鋼板を、工業的 に通常達成可能な温度である 850°Cに加熱 '保持してオーステナイトィ匕した後に、マ ルテンサイト単相組織とされるものである。この発明によって、製造されるマルテンサ イト単相組織の鋼板は、引張強度が 880〜1170MPaであり、伸びフランジ性には優 れる。しかし、伸び EL (%)が 8%未満であり延性が劣る。特許文献 3の発明の高強度 鋼板において、延性を向上させれば、プレス成形性をさらに良くすることができる。
[0007] また、特許文献 4では、マルテンサイト相等と残留オーステナイト相からなる低温変 態相の体積比率が全体の金属組織中 90%以上を占める鋼板を、フェライト相とォー ステナイト相の 2相域に加熱 ·保持することにより、低温変態相のラスを継承した微細 なフェライト相とオーステナイト相の金属組織にし、その後の冷却によって最終的にフ ライトと低温変態相がラス状に細力べ分散した金属組織にする高張力鋼板の製造 方法を開示している。
[0008] し力しながら、特許文献 4に開示されている製鋼方法により製造される鋼板は、製鋼 工程での冷却停止温度が比較的高 、ために、ベイナイトが多量に析出するが残留ォ ーステナイトも多量に残存し、延性は優れるが伸びフランジ性は不十分である。特許 文献 4の製鋼方法では、伸びおよび伸びフランジ性がともに優れた鋼板を製造するこ とはできない。
特許文献 1：日本国公開特許公報：昭 55 - 122820
特許文献 2 :日本国公開特許公報：昭 60— 43425
特許文献 3 :日本国特許公報:第 3729108
特許文献 4：日本国公開特許公報： 2005 - 272954 発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0009] 上記のとおり、 DP鋼板、 TRIP鋼板、およびマルテンサイト単相組織鋼板は、それ ぞれ一長一短があるため、高強度と共に優れた伸びおよび伸びフランジ性を兼備し た鋼板が求められている。本発明はカゝかる課題を解決するためになされたものであり
、優れた伸びおよび伸びフランジ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。
[0010] さらに、本発明は、引張強度が 780MPa以上の高強度鋼板において、伸びおよび 伸びフランジ性をともに向上させた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを 課題とする。
課題を解決するための手段
[0011] 本発明の高強度鋼板は、質量％で、 C : 0. 05-0. 3%、 Si : 3%以下 (0%を含ま ない。）、 Mn: 0. 5〜3. 0%、 A1: 0. 01〜0. 1%を含み、残部が鉄および不可避的 不純物から構成される高強度鋼板であって、金属組織の主体となるマルテンサイト相 の占積率が 50%以上であり、引張強度が 590MPa以上であることを特徴とする。
[0012] ここで本発明者らは、高強度を確保しつつ、伸び、および特に伸びフランジ性を改 善する組織を種々検討した。その結果、初期組織として微細なラス状組織であるべィ ナイトをフェライト +オーステナイトの二相温度域で焼鈍 (以下、「二相域焼鈍」という 。）することによって、基地中に生成した微細な焼鈍べイナイトがオーステナイトの成 長を抑制するように作用し、その後の焼き入れ、焼戻しによりオーステナイトから微細 な焼戻しマルテンサイトが生じ、組織全体力 Sこれらの微細組織によって形成されるた め、伸びおよび伸びフランジ性が改善されることを知見し、これにより本発明を完成 するに至った。
[0013] すなわち、本発明の高強度鋼板は、焼戻しマルテンサイトと微細分散した焼鈍べィ ナイトを主体とする組織を有し、前記焼戻しマルテンサイトの占積率が 50〜95%で、 前記焼鈍べイナイトの占積率が 5〜30%であり、前記焼戻しマルテンサイトの平均粒 径が円相当直径で 10 m以下とされたものである。前記円相当直径とは、焼戻しマ ルテンサイトの粒と面積が等しい円を想定し、その円の直径を意味するもので、組織 写真を画像解析することによって求められる。また、占積率とは体積％を意味し、組 織観察試験片をナイタール腐食し、光学顕微鏡観察（1000倍)し、観察された組織 写真を画像解析することによって求められる。また、焼鈍べイナイトは、結晶構造とし ては体心立方構造として観察される。
[0014] また、本発明にかかる、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方 法は、全金属組織に占めるベイナイトの占積率が 90%以上の鋼板を素材鋼板とし、 (Ac点 100°C)以上、 Ac点以下の温度で 0〜2400秒間（0秒を含む）、加熱保
3 3
持した後、 10°CZ秒以上の平均冷却速度でマルテンサイトの変態開始温度 Ms点以 下まで冷却し、引き続き 300〜550°Cの温度で 60〜1200秒間、加熱保持し、本発 明の高強度鋼板を製造するものである。前記素材鋼板は、前記化学成分の鋼片を 熱間圧延あるいはさらに冷間圧延を行うことにより製造することができる。
ここで、 Ac点は昇温工程においてオーステナイト相とフェライト相からなる 2相領域
3
力 高温で安定なオーステナイト単相領域へ変態する温度である。
[0015] また本発明の発明者らは、残留オーステナイト相の体積比率を伸びフランジ性に影 響を与えない 3%以下に抑え、かつ金属組織の大部分を微細なマルテンサイト相が 占める金属組織を有する高強度鋼板を発明した。
すなわち、本発明の高強度鋼板は、金属組織の主体となるマルテンサイト相の占積 率が 80%以上であって、そのマルテンサイト相の平均粒径が円相当直径で 10 μ m 以下であり、且つ、そのマルテンサイト相のうち粒径が円相当直径で 10 m以上の マルテンサイト相の占積率が 15%以下であり、更には、前記金属組織中の残留ォー ステナイト相の占積率が 3%以下である。
[0016] ここで占積率とは、鋼材中の金属組織を構成する各相の全金属組織に対する体積 比率のことであり、鋼材をレペラ腐食し、光学顕微鏡および SEM ( 1000倍)で観察 後、画像解析することにより、マルテンサイト相およびフェライト相の占積率を求めた。 残留オーステナイト相の占積率は、飽和磁化法 (熱処理， Vol. 136, (1996)参照） により測定した。また、マルテンサイト相の平均粒径は、マルテンサイト相の結晶粒径 の平均値であり、本発明においてはステップ間隔 lOOnmによる FEZSEM—EBSP による組織解析によって求めた。 [0017] 前記高強度鋼板の金属組織にお!、て平均粒径 10 μ m以下の微細な焼戻しマル テンサイト相の占積率が 80%以上になるため、 780MPa以上の引張強度と優れた 延性が確保される。また、残留オーステナイト相の占積率が高い場合、伸びフランジ 性が低下するが、本発明では残留オーステナイト相の占積率が 3%以内に抑えられ て!、るため伸びフランジ'性が低下しな!、。
[0018] また、前記高強度鋼板にお!、て、前記マルテンサイト相が焼戻しマルテンサイト相 であり、そのマルテンサイト相および前記残留オーステナイト相以外の金属糸且織とし て焼鈍マルテンサイト相を含み、その焼鈍マルテンサイト相の占積率は 3〜20%であ ることが好ましい。
力かる特徴によれば、微細に分散した焼鈍マルテンサイト相によってオーステナイト 相の結晶粒同士の合体および成長を抑制する。その結果、最終組織が微細になり、 高強度鋼板の加工性が確保される。
[0019] また、本発明にかかる高強度鋼板の製造方法は、全金属組織に占めるマルテンサ イト相および Z又は残留オーステナイト相の合計の占積率が 90%以上の鋼板を素 材鋼板とし、 (Ac点— 100°C)以上、 Ac点以下の温度で 30〜1200秒間、加熱保
3 3
持した後、 10°CZ秒以上の平均冷却速度でマルテンサイトの変態開始温度 Ms点以 下まで冷却し、更に、 300〜500°Cの温度で 60〜1200秒間、加熱保持する熱処理 をすることにより、本発明の高強度鋼板を製造するものである。
[0020] また、本発明の高強度鋼板は、金属組織の主体となる組織がマルテンサイト相とフ エライト相であって、前記マルテンサイト相の占積率は 50〜95% (「体積％」の意味、 組織については以下同じ)であり、前記フ ライト相の占積率が 5〜30%であり、かつ 、前記マルテンサイト相の平均粒径が円相当直径で 10 m以下である。
[0021] 前記フェライト相は焼鈍マルテンサイトであることが好ま 、。
[0022] また、本発明に力かる高強度鋼板の製造方法は、全金属組織に占めるマルテンサ イト相および Z又はべイナイト相の合計の占積率が 90%以上であると共に、旧ォー ステナイト粒径が円相当直径で 20 μ m以下である鋼板を素材鋼板とし、 (Ac点― 1
3
00°C)以上、 Ac点以下の温度で 1〜2400秒間、加熱保持した後、 10°CZ秒以上
3
の平均冷却速度でマルテンサイトの変態開始温度 Ms点以下まで冷却し、引き続き 3 00〜550°Cの温度で 60〜1200秒間、加熱保持する熱処理をすることによって、本 発明の高強度鋼板を製造するものである。
[0023] また、本発明にかかる高強度鋼板は、上記基本成分に加えて、下記の (a)〜(e)に記 載した元素群の 、ずれか、あるいは複数群力 選択された 1種又は 2種以上の元素 を、各元素群に規定した範囲内で含むことができる。
(a) Ti、 Nb、 V、 Zrから選択される元素を合計で 0. 01〜1質量％
(b) Niおよび Zまたは Cuを合計で 1質量％以下
(c) Cr: 2質量％以下および Zまたは Mo： 1質量％以下
(d) Bを 0. 0001〜0. 005質量0 /0
(e) Caおよび Zまたは REMを合計で 0. 003質量％以下
発明の効果
[0024] 本発明では、特に焼戻しマルテンサイトと微細分散した焼鈍べイナイトとを主体とす る組織とし、それぞれの占積率を所定量に規定すると共に焼戻しマルテンサイトの平 均粒径を 10 m以下に規定した。このことにより、 590MPa以上の高強度を有しな がら、優れた伸びおよび伸びフランジ性を兼備し、ひいては優れたプレス成形性を備 えた高強度鋼板を提供することができる。
[0025] また、本発明によれば、残留オーステナイト相の占積率が 3%以下で、微細なマル テンサイト相占積率が 80%以上の高強度鋼板を、比較的簡単な熱処理工程によつ て提供することができる。この高強度鋼板は、引張強度が 780MPa以上であり、さら に伸びおよび伸びフランジ性に優れるものであるため、プレス成形性に優れる。
[0026] また、本発明によれば、特にフェライト相とマルテンサイトを主体とする複合組織鋼 板を対象とし、鋼板全体としては高強度を確保しつつ、特にフェライト相とマルテンサ イトの占積率およびこれらの平均粒径を適切に制御することによって、優れた伸びお よび伸びフランジ性を兼備した高強度鋼板が実現できた。
発明を実施するための最良の形態
[0027] (1)
以下、本発明を実施するための最良の形態を詳細に説明する。
本発明の一実施形態における高強度鋼板は、焼戻しマルテンサイト中に焼鈍べィ ナイトが微細分散した組織を主体とし、前記焼戻しマルテンサイトの占積率が 50〜9 5%、前記焼鈍べイナイトの占積率が 5〜30%であり、前記焼戻しマルテンサイトの 平均粒径が円相当直径で 10 m以下であり、引張強度が 590MPa以上とされたも のである。以下、組織の限定理由を説明する。
[0028] 前記焼鈍べイナイトの占積率が 5%未満では、オーステナイトの成長を抑制するピ ンユング効果が弱ぐオーステナイト粒が成長して、ひいてはマルテンサイトが大粒と なって、良好な伸びを確保することが困難になる。一方、 30%を超えると、伸びフラン ジ性が低下するようになる。このため、焼鈍べイナイトの下限を 5%、好ましくは 7%と し、その上限を 30%、好ましくは 25%とする。
[0029] また、焼戻しマルテンサイトの占積率が 50%未満では強度が低下すると共に、伸び フランジ性が低下し、一方 95%を超えると硬くなり過ぎて伸びが低下するようになる。 このため、焼戻しマルテンサイト相の下限を 50%、好ましくは 70%とし、その上限を 9 5%、好ましくは 85%とする。
[0030] また、前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径は、微細分散した焼鈍べイナイトの量 によって左右される力 相当円直径で 10 mを超えると伸びおよび伸びフランジ性 が低下するようになる。このため、上限を 10 /z mとする。
[0031] 前記焼戻しマルテンサイトと焼鈍べイナイトとの共存組織は、本発明の高強度鋼板 の組織主体を構成する。ここで、主体とは 90%以上、好ましくは 95%以上を意味し、 他の組織が 10%程度未満含まれても、伸び、特に伸びフランジ性に対する影響が少 ないので許容される。他の組織としては、フェライト、パーライト、残留オーステナイト などがある。勿論、これらの組織は少ない方がよい。
[0032] 次に、本発明にカゝかる鋼板の組織、強度を得るのに好適な化学成分 (単位は質量 %)について説明する。このようなィ匕学成分として、 C : 0. 05〜0. 3%、 Si: 0. 01〜3 . 0%、Mn: 0. 5〜3. 0%、A1: 0. 01〜0. 1%を含み、残部 Feおよび不可避的不 純物からなるものを示すことができる。以下、成分限定理由について説明する。
[0033] [C : 0. 05〜0. 3%]
Cはマルテンサイトを生成させ、鋼板の強度を高める上で重要な元素である。 0. 05 %未満ではかかる効果が過少となり、一方、高強度化の観点からは C量が多いほど 好ましいが、 0. 3%を超えると残留オーステナイトが多量に生成して伸びフランジ性 が低下するようになる。また、溶接性も劣化するようになる。このため、 C量の下限を 0 . 05%、好ましくは 0. 07%とし、その上限を 0. 3%、好ましくは 0. 25%とする。
[0034] [Si: 0. 01〜3. 0%]
Siは鋼を溶製する際に脱酸元素として作用し、また鋼の延性を劣化させることなく 強度を高めるのに有効な元素で、さらに伸びフランジ性を劣化させる粗大な炭化物 の析出を抑える作用を有している。 0. 01%未満ではこれらの作用が過少であり、 3. 0%程度を超えて添カ卩しても効果が飽和する。このため、 Si量の下限を 0. 01%、好 ましくは 0. 1%とし、その上限を 3. 0%、好ましくは 2. 5%とする。
[0035] [Mn: 0. 5〜3%]
Mnは鋼の焼入れ性を高めて高強度を確保する上で有用な元素であり、 0. 5%未 満ではこうした作用が過少となる。一方、 3%を超えると延性を低下させて加工性に 悪影響を及ぼす。このため、 Mn量の下限を 0. 5%、好ましくは 0. 7%とし、その上限 を 3%、好ましくは 2. 5%とする。
[0036] [A1: 0. 01〜0. 1%]
A1は脱酸作用を有する元素であり、そのためには 0. 01%以上添加する必要があ る。一方、 0. 1%超添加しても脱酸効果は飽和し、また非金属系介在物源となって 物性や表面性状を劣化させる。このため、 A1量の下限を 0. 01%、好ましくは 0. 03 %とし、その上限を 0. 1%、好ましくは 0. 08%とする。
[0037] 本発明鋼板の好適な化学成分は、上記基本成分のほか、残部 Feおよび製造上不 可避的に混入する不純物、例えば P、 S、 N、 O力もなる。もっとも、鋼板の機械的特 性を向上させるために下記 (a)〜（e)に記載した補助元素群のいずれか、あるいは 複数群力も選択された元素の 1種又は 2種以上を、各群の添加許容範囲内で添加す ることがでさる。
(a) Ti、 Nb、 V、 Zr力も選択される 1種以上の元素を合計量で 0. 01〜1%
(b) Niおよび Cuから選択される 1種以上の元素を合計量で 1%以下
(c) Cr: 2%以下、 Mo : 1%以下のうち 1種以上の元素
(d) B^O. 0001〜0. 005% (e) Caおよび REM力 選択される 1種以上の元素を合計量で 0. 003%以下
[0038] [Ti、 Nb、 V、 Zrの 1種以上：合計量で 0. 01〜1%]
これらの元素は Cや Nと炭化物、窒化物、炭窒化物などの析出物を形成し、強度向 上に寄与するほか、熱延時に結晶粒を微細化して伸びおよび伸びフランジ性を高め る作用を有する。合計添加量が 0. 01%では力かる作用が過少となる。一方、 1%を 超えると伸び、伸びフランジ性が却って低下するようになる。このため、これらの元素 の 1種又は 2種以上の合計量の下限を 0. 01%、好ましくは 0. 03%とし、その上限を 1. 0%、好ましくは 0. 7%とする。
[0039] [Ni、Cuの 1種以上:合計量で 1%以下]
これらの元素は、強度-延性バランスを高く維持したまま、高強度化を実現するの に有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには 0. 05%以上添加するこ とが好ましい。一方、これらの元素の含有量が増加するに従って前記効果も増大する 力 これらの元素の 1種又は 2種以上の合計量が 1%を超えると、力かる効果が飽和 するようになり、また熱延時に割れが生じるおそれが生じる。このため、合計量の上限 を 1. 0%、好ましくは 0. 7%とする。
[0040] [Cr: 2%以下、 Mo : 1%以下の 1種又は 2種]
これらの元素は、いずれもオーステナイト相を安定ィ匕し、冷却過程でベイナイトの生 成を容易にするのに有効な元素である。その効果は、含有量が増加するほど増大す る力 過剰に含有されると延性が却って劣化する。このため、 Crは 2. 0%以下、より 好ましくは 1. 5%以下とし、 Moは 1. 0%以下、より好ましくは 0. 7%以下とする。
[0041] [B: 0. 0001〜0. 005%]
Bは焼き入れ性を向上し、微量で鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。こう した効果を発揮させるためには 0. 0001%以上含有させることが好ましい。しかし、 B の含有が過剰となり、 0. 005%を超えると、結晶粒界が脆ィ匕して圧延時に割れが生 じるおそれがある。このため、上限を 0. 005%とする。
[0042] [Ca、REMの 1種以上：合計量で 0. 003%以下]
これらの元素は、鋼中の硫ィ匕物の形態を制御し、加工性の向上に有効な元素であ る。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有されると 、上記効果が飽和するので、これらの元素の 1種又は 2種以上の合計量の上限を 0. 003%とする。
[0043] 次に、本発明の実施形態に力かる高強度鋼板の製造方法について説明する。まず 、上記化学成分を有し、全組織に対するべイナイトの占積率が 90%以上である素材 鋼板を準備する。次に、この素材鋼板に (Ac点— 100) °C以上、 Ac以下の温度で
3 3
Osec以上、 2400sec以下の時間を保持した後、 10°C/sec以上の平均冷却速度で マルテンサイト変態開始温度 Ms点以下まで冷却する焼鈍熱処理を施す。引き続い て 300°C以上、 550°C以下で 60sec以上、 1200sec以下の時間を保持する焼戻し 熱処理を施すことによって、引張強度が 590MPa以上の前記焼戻しマルテンサイトと 焼鈍べイナイトを主体とする微細組織の鋼板が得られる。
[0044] 前記素材鋼板は、以下の工程によって製造することができる。まず、上記化学成分 の鋼を溶製し、その鋼スラブを用いて、仕上温度が Ar
3点以上となるようにして熱間圧 延を終了し、その後、 10°C/sec以上の平均冷却速度でベイナイト変態温度（350〜4 50°C程度)まで冷却し、同温度にて巻き取る。仕上温度が Ar点未満あるいは熱間
3
圧延後の冷却速度が 10°C/sec未満では、熱延鋼板にフェライト相が生成しやすくな つて、素材鋼板のベイナイトの占積率が 90%を下回るようになる。また、素材鋼板とし ては、熱間圧延後に酸洗処理、冷間圧延を施して、冷延鋼板としたものでもよい。な お、 Ti、 Nb、 V、 Zrを含む鋼種では、熱延前に生成した前記元素を含む析出物を再 固溶させるため、熱延の際に鋼片を高めの温度に加熱保持することが好ましい。
[0045] 前記素材鋼板は、上記熱間圧延条件、冷却条件を満足しな!、熱延鋼板に対して、 下記予備焼鈍を施すことによつても、ベイナイトの占積率を 90%以上にすることがで きる。この予備焼鈍は、熱延鋼板を Ac点以上の温度域に 5秒程度以上保持した後
3
、 10°C/sec以上の平均冷却速度でベイナイト変態温度まで冷却する熱処理ある。保 持温度が Ac点未満では、鋼板にフェライト相が生成しやすくなつて、ベイナイトの占
3
積率が低下し、また Ac点以上の温度に保持する場合でも 5秒程度未満ではオース
3
テナイトィ匕が不十分であるため、やはり占積率が 90%を下回るようになる。前記予備 焼鈍を施した場合も、その後に冷間圧延を施して冷延鋼板とし、これを素材鋼板とし て用いてもよい。 [0046] 前記素材鋼板を準備した後、次に前記素材鋼板に (Ac点 100) °C以上、 Ac以
3 3 下の温度で Osec以上（Osecを含む。）、 2400sec以下の時間を保持した後、 10°C/ sec以上の平均冷却速度でマルテンサイト変態開始温度 Ms点以下まで冷却する二 相域焼鈍を施し、さらに焼戻しを行う。力かる熱処理により、本発明にかかる高強度 鋼板の組織が得られる。以下、まず二相域焼鈍の条件について説明する。
[0047] 二相域焼鈍の焼鈍温度を (Ac点 100) °C以上、 Ac以下とする理由は以下のと
3 3
おりである。焼鈍温度をオーステナイト単相が安定な Ac点よりも高い温度域に設定
3
すると、素材鋼板においてオーステナイトの結晶粒が成長し、相互に合体して粗大化 すると共に微細に分散した焼鈍べイナイトによるオーステナイトの成長抑制効果 (ピニ ング効果）が得られないようになる。このため、微細な複合組織鋼板を得ることができ ず、高強度鋼板の伸びフランジ性が低下するようになる。一方、（Ac点— 100)でよ
3
りも低い温度で焼鈍すると、オーステナイト化が十分に進まず、熱処理後のマルテン サイトの占積率が 50%未満となって、鋼板の伸びフランジ性が低下するようになる。
[0048] また、焼鈍時間 (加熱保持時間）は、焼鈍温度に昇温するだけでも占積率が 50% 程度以上のオーステナイト引いてはマルテンサイトが得られる力 好ましくは lsec以 上、より好ましくは 5秒以上とするのがよい。一方、必要以上に長時間保持するとォー ステナイト粒が粗大化し、微細なマルテンサイトが得られないようになるので、 2400se c以下、好ましくは 1200sec以下に止めるのがよい。
[0049] 加熱保持後の平均冷却速度が 10°C/sec未満である場合や、冷却停止温度がマル テンサイト変態開始温度 Ms点より高い場合には、残留オーステナイト相、パーライト 相、フェライト相が生成し、またセメンタイト相が析出し、オーステナイトからマルテンサ イト以外の組織が多く形成されるため、伸びおよび伸びフランジ性が低下するように なる。
[0050] 前記二相域焼鈍後、焼戻し (再加熱処理）が行われるが、これは硬質マルテンサイ トを軟化させ、また加工誘起変態してマルテンサイトを生成させる残留オーステナイト を分解することにより、伸び、伸びフランジ性を向上させるための処理である。焼戻し 条件は、 300°C以上、 550°C以下の温度で、 60sec以上、 1200sec以下の時間を 保持する。保持後の冷却速度は特に制限されない。 [0051] 焼戻し温度が 300°C未満では、マルテンサイトの軟質ィヒが十分でなぐ鋼板の伸び および伸びフランジ性が低下する。一方、 550°Cよりも高くなると、粗大なセメンタイト 相が析出して、鋼板の伸びフランジ性が低下する。このため、 300°C以上、 550°C以 下の温度で焼戻しを行う。
[0052] また焼戻しの保持時間が 60sec未満では、マルテンサイトの軟質ィ匕が十分でぐま た 1200secよりも長くなると、マルテンサイトが軟質ィ匕し過ぎて強度の確保が困難に なり、またセメンタイトの析出により、鋼板の伸びフランジ性が低下するようになる。こ のため、焼戻しの際の保持時間は、下限を 60sec、好ましくは 90sec以上、より好ま しくは 120secとし、上限を 1200sec、好ましくは 900sec、より好ましくは 600secとす る。
[0053] 以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例 によって限定的に解釈されるものではない。
[0054] (実施例 1)
下記表 1に示す化学組成を有する鋼スラブを溶製し、各鋼スラブを 1000〜1100 °C程度に加熱し、下記表 2の条件で熱間圧延あるいはさらに予備焼鈍を行い、素材 鋼板を製作した。熱延後の平均冷却速度は 50°C/secとした。各素材鋼板から組織 観察試験片を採取し、顕微鏡により組織構成を観察すると共にナイタール腐食後の 顕微鏡組織写真を画像解析することによってべイナイトの占積率を測定した。表 1〖こ は成分力 公知の計算式により算出した Ac点、 Ms点の値も参考として示した。また
3
、組織観察結果を表 2に併せて示した。そして、得られた各素材鋼板について、下記 表 3に示した条件で最終焼鈍 (二相域焼鈍)および焼戻しを行い、試料鋼板を製作し た。
[0055] [表 1] ffiSf 口 化 学 成 分 (質量％) 変態温度 (°c)
備 考 c Si Mn P s Al その他 Ac3 Ms
A 0.1 1 1.21 1.62 0.01 1 0.001 0.044 ― 873 448 発明成分
B 0.18 1 .54 2.06 0.120 0.002 0.048 ― 934 406 発明成分
C 0.01 0.88 1.56 0.012 0.002 0.044 ― 908 487 比較成分
D 0.08 1.86 2.29 0.016 0.001 0.039 ― 894 433 発明成分
E 0.25 1.55 2.01 0.020 0.002 0.034 ― 845 382 発明成分
F 0.35 1 .51 2.01 0.012 0.002 0.033 ― 819 346 比較成分
G 0.18 0.05 2.05 0.009 0.001 0.031 ― 783 406 発明成分
H 0.16 2.63 1.22 0.009 0.002 0.034 ― 930 446 発明成分
I 0.21 3.52 1 .99 0.01 1 0.001 0.038 ― 938 398 比較成分
J 0.14 1.54 0.38 0.009 0.003 0.039 ― 913 486 比較成分
K 0.13 1.56 0.62 0.009 0.001 0.038 ― 909 480 発明成分 し 0.21 1.24 2.78 0.006 0.002 0.033 Zr:0.021 806 367 発明成分
M 0.19 1.53 3.49 0.013 0.001 0.033 ― 808 346 比較成分
N 0.17 1.38 2.02 0.015 0.002 0.005 V:0.018 842 409 発明成分
O 0.19 1.32 1.97 0.01 1 0.003 0.089 ― 865 407 発明成分
P 0.17 1 .42 2.06 0.012 0.001 0.167 ― 903 413 比較成分
Q 0.17 1.39 2.00 0.009 0.002 0.019 Ni:0.2 842 41 1 発明成分
R 0.16 1 .56 1.93 0.010 0.001 0.031 Cu:0.1 860 418 発明成分
S 0.17 1.33 2.19 0.012 0.002 0.042 Cr:0.35 841 397 発明成分
T 0.16 1.27 2.03 0.015 0.003 0.042 Mo:0.1 855 414 発明成分 u 0.18 1 .36 1.93 0.016 0.003 0.045 B:0.0002 856 41 1 発明成分
V 0.17 1.40 1.97 0.014 0.002 0.039 Ca+REM:0.001 855 413 発明成分
(注)残部成分は Feおよび不可避的不純物 ]
Figure imgf000015_0001
]
試料 鋼 最終焼鈍条件 焼戻し条件
備 考
No. 記 加熱温度保持時間冷却速度冷却停止温度加熱温度 保持時間
°C sec 。C s 。C 。C sec
1 A 850 180 500 20 400 180 発明条件
2 B 850 180 500 20 400 120 発明条件
3 C 850 200 100 20 500 180 比較条件
4 D 870 180 200 20 500 180 発明条件
5 E 815 80 300 20 520 120 発明条件
6 F 810 220 300 20 350 180 比較条件
7 G 750 120 300 100 400 120 発明条件
8 H 910 350 300 50 500 180 発明条件
9 I 870 100 200 20 350 120 比較条件
10 J 800 100 200 20 450 180 比較条件
1 1 K 850 180 500 20 520 180 発明条件
12 し 770 120 300 20 500 180 発明条件
13 770 180 200 20 400 180 比較条件
14 N 820 120 500 20 500 180 発明条件
15 0 850 180 300 20 500 180 発明条件
16 P 880 120 1 00 20 400 120 比較条件
1 7 Q 825 180 500 20 500 120 発明条件
1 8 R 830 120 500 20 500 180 発明条件
19 S 810 120 300 20 500 180 発明条件
20 T 850 60 300 20 500 180 発明条件
21 u 820 180 500 20 500 180 発明条件
22 V 830 120 500 20 500 180 発明条件
23 B 880 180 300 20 450 180 発明条件
24 B 900 120 300 20 500 120 発明条件
25 A 850 180 300 20 450 180 発明条件
26 B 850 180 300 20 500 180 発明条件
27 A 800 120 500 20 500 180 発明条件 各試料鋼板の組織 (焼鈍べイナイトの占積率、焼戻しマルテンサイト占積率および 平均粒径)、および機械的特性（引張強さ TS、伸び ELおよび伸びフランジ性)を以 下の要領で測定した。
試料鋼板から組織観察試験片を採取し、ナイタール腐食後の顕微鏡組織写真を 画像解析することによって焼鈍べイナイト、焼戻しマルテンサイトの占積率を求めた。 また、焼戻しマルテンサイトの平均粒径は、 FEZSEM— EBSPによる組織解析によ つて各粒の面積を測定し、それぞれの粒に相当する円の直径を求め、それらの平均 を取ることによって求められた。
また、機械的性質のうち、引張強さおよび伸びは、インストロン杜製の万能引張試 験機を使用し、 JIS5号引張試験片を用いて測定した。伸びフランジ性は、東京衡機 社製の 20トン穴拡げ試験機を使用し、鉄鋼連盟規格 CFFST1001— 1996)に準拠 して穴拡げ率（λ )を求め、これにより評価した。これらの測定結果を表 4に併せて示 す。表 4中、「評価」については、引張強さ（TS)が 590MPa以上、伸び (EL)が 10% 以上、穴拡げ率（λ )が 80%以上をそれぞれ優れた特性と評価し、 3特性のいずれも 優れるものを〇、 3特性中、 2特性が優れるものを△、 3特性中、 1特性のみが優れる ものを Xで表示した。
[表 4]
耗 1織パラメータ 機械的性質 試料 焼鈍 B 焼戻し M 焼戻し M TS Eし λ
_鋼。 評価
No. 備 考 記 占積率 占積率 平均粒径
% % IX m MPa % %
1 A 12 86 7.4 984 13.5 127.0 〇 発明例
2 B 29 70 8.3 689 32.1 80.8 〇 発明例
3 C 19 80 8.1 554 31.9 81.5 △ 比較例
4 D 12 86 7.3 992 1 1.9 1 1 4.2 〇 発明例
5 E 13 84 7.8 1 108 12.1 107.9 〇 発明例
6 F 10 89 8.3 1388 6.7 53.2 X 比較例
7 G 16 83 8.9 782 18.1 106.8 ο 発明例
8 H 12 86 7.9 1022 12.9 104.0 〇 発明例
9 I 25 76 9.1 1382 5.8 27.4 X 比較例
10 J 35 65 8.8 588 28.8 64.9 X 比較例
1 1 K 22 75 8.2 603 28.3 86.3 〇 発明例
12 し 14 85 7.9 1 109 12.5 100.5 〇 発明例
13 M 12 85 8.1 1299 8.1 58.7 X 比較例
14 N 1 1 88 7.3 1031 13.9 124.0 〇 発明例
15 O 10 89 7.2 1017 14.7 127.9 〇 発明例
16 P 13 86 8.1 1031 10.3 61.1 Δ 比較例
17 Q 10 89 8.0 1022 14.3 1 22.8 Ο 発明例
18 R 13 86 7.9 1098 12.9 121.4 〇 発明例
1 9 S 12 86 8.5 1 1 39 10.9 1 14.9 〇 発明例
20 T 7 92 8.8 1222 10.フ 98.7 〇 発明例
21 u 12 87 8.1 1 154 1 1.1 104.8 〇 発明例
22 V 1 2 86 7.9 1095 1 1 .9 106.3 〇 発明例
23 B 1 3 86 7.9 989 13.2 1 12.8 〇 発明例
24 B 12 87 7.7 981 14.3 127.3 〇 発明例
25 A 1 2 86 7.5 789 17.5 1 17.7 〇 発明例
26 B 24 75 8.7 708 19.8 103.2 ο 発明例
27 A 19 80 8.3 737 18.9 128.3 〇 発明例
(注） Β :ベイナイト、 Μ :マルテンサイト 表 4より、化学成分、素材鋼板組織、最終焼鈍条件および焼戻し条件のいずれも本 発明条件を満足する試料 No. 1, 2, 4， 5, 7, 8, 11, 12, 14, 15, 17〜27の試料 鋼板 (発明例）は、いずれも引張強さが 590MPa以上の高強度、 10%以上の伸び、 さらに穴拡げ率が 80%以上の伸びフランジ性を有していることがわかる。すなわち、 高強度でありながら、伸びおよび伸びフランジ性に優れ、優れたプレス成形性を備え ていることがわ力る。
[0061] (2)
以下に、本発明の他の実施形態を詳細に説明する。
まず、本実施形態の高強度鋼板素材の成分組成について説明する。本実施形態 の高強度鋼板の成分組成を構成する元素は、 C、 Si、 Mn、 Al、 Cr、 Mo、 Nb、 Tiお よび Vであり、残りは Feと不可避的不純物である。これらの構成元素のうち、 Cr、 Mo 、 Nb、 Tiおよび Vは、必ずしも必要な成分元素ではなぐ本発明の効果をより一層高 めるために添加される元素である。以下それぞれの元素の作用につ 、て説明する。 以下の説明では、組成範囲の割合は質量％を表すものとする。
[0062] 前記した構成元素のうち、 Cはその組成範囲が 0. 05%力ら 0. 3%の範囲に限定さ れる。 Cは、焼戻しマルテンサイト相を生成させ、鋼板素材の強度を高める上で有効 な元素である。下限値である 0. 05%は、所定の強度を得るのに最低限必要な量で ある。上限値の 0. 3%は、次のような理由により規定される。上限値の 0. 3%より多い Cが添加される場合、焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相の C濃度 が高くなりこれらの相の強度が上がる。これらの相と C濃度の低いフェライト相の強度 差が大きくなる。これら強度差のある複数の相の界面で破壊が起きやすいため、伸び フランジ性が低下する。また鋼板中の C濃度が上がると溶接性を著しく劣化させる。
[0063] Siはその組成範囲力 0%より大きく 3%以下の範囲に限定される。 Siは伸びフラン ジ性を低下させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制し、また、延性を向上させる作 用がある。しかし、この延性を向上させる作用は、 Siの添カ卩量が 3%程度で飽和して しまう。また、 Siは焼戻しマルテンサイト相の焼戻しによる軟ィ匕を遅らせる作用がある ため、 Si含有量が多い場合、焼戻しマルテンサイト相が十分に焼戻されず強度が高 いまま保持され、フェライト相との強度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。そ のため、 Siの添加量は 3%が上限である。
[0064] Mnはその組成範囲力 0. 5%以上 3%以下の範囲に限定される。 Mnは、固溶強 化によって鋼板の引張強度を高くするとともに、鋼板の焼入れ性を向上させ、マルテ ンサイト相の生成を促進する効果を有する。このような Mnの作用は、 Mn含有量が 0 . 5%以上の鋼で認められる。好ましくは Mn含有量が 1%以上である。一方、 Mn含 有量が 3%を超える場合、铸片割れが生じる等の悪影響がある。 Mnの含有量は、好 ましくは 2. 5%以下である。
[0065] A1はその組成範囲力 0. 01%以上 0. 1%以下の範囲に限定される。 A1は、製鋼 工程にお ヽて鋼の脱酸のために使用される。鋼の金属組織中に固溶された A1が存 在しない場合、鋼の脱酸が完了していない可能性がある。鋼中に酸素が残存する場 合、残存する酸素は Siや Mnと結合する力 これらの Siや Mnの酸化生成物は溶鋼 力も分離 '浮上しやすいため、鋼の組成が不均一になり加工性が低下する。また、鋼 の金属組織中に固溶された A1が 0. 1%を超える場合、脱酸生成物を A1が再び還元 し、金属状 A1が生成するようになる。この金属状 A1は比較的大きな介在物となり、材 質的な欠陥あるいは表面疵となる。そこで上限値を 0. 1%とする。
[0066] Crおよび Moは、実施形態の高強度鋼板に必須の元素ではないが添加することに より、有効に作用する。 Crおよび Moは鋼板の金属組織中において、伸びフランジ性 を低下させる炭化物の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する作用を有 するので、必要に応じて添加することができる。 Crおよび Moの組成範囲は、 Crおよ び Moから選択される少なくとも 1種以上の元素を含み、これらの元素の合計の組成 比率が 0. 5%以下である。 Crおよび Moの作用を有効に発揮させるには、 Crおよび Moの組成比率がそれぞれ 0. 05%以上（より好ましくは 0. 1%以上）であることが推 奨される。ただし、 Crおよび Moは、これらカゝら選択される 1種類あるいは両者の合計 で 0. 5%を超えて添加しても、前記した作用は飽和してしまい、含有量に見合う作用 が得られない。
[0067] Nb、 Tiおよび Vも、本実施形態の高強度鋼板に必須の元素ではな!/、が、添加する ことにより有効に作用する。 Nb、 Tiおよび Vは鋼板の金属組織中において、炭窒化 物を形成し、析出強化によって鋼の引張強度を高める作用および結晶粒を微細化 する作用を有する。そのため、これらの元素は必要に応じて添加される。 Nb、 Tiおよ び V力 選ばれる 1種または 2種以上の添加量が合計で 0. 01%未満では、前記した Nb、 Tiおよび Vの作用は有効ではない。一方、前記した添加量が合計で 0. 1%を 超えると、析出物が多くなりすぎるため、伸びフランジ性が著しく低下してしまう。した がって、前記した添加量の合計は、上限が 0. 1%である。 [0068] 本実施形態の高強度鋼板は、 Cr、 Mo、 Nb、 Tiおよび Vの代わりに、 Niまたは Cu を 1質量％以下含む組成でもよい。また、 Bを 0. 0001質量％以上で、 0. 0010質量 %以下を含む組成でもよい。さらに、 Caおよび Zまたは REMを合計で 0. 003質量 %以下含む組成でもよい。
[0069] 本実施形態の高強度鋼板の素材の組成は、以上の成分以外は Feと不可避的不 純物からなるものである。なお、不可避的不純物として Pおよび Sがある力 Pが 0. 05 %以下（0%を含まない）かつ Sが 0. 02%以下（0%を含む）であれば、本実施形態 の高強度鋼板の特性に悪影響を及ぼさない。鋼板の加工性は、 Pおよび S含有量が 少ない方がよい。特に Sの含有量が多い場合、鋼中の介在物となる MnSが増加し、 鋼板の伸びフランジ性を著しく低下する。
[0070] 次に、本実施形態の高強度鋼板の金属組織について説明する。本実施形態の高 強度鋼板の金属組織は、占積率が 80%以上の焼戻しマルテンサイト相と占積率が 3 %以下の残留オーステナイト相を含み、残りは主としてフェライト相からなる。
これらの構成相のうち、焼戻しマルテンサイト相についてまず説明する。焼戻しマル テンサイト相の占積率が 80%以上ある場合、後記する実施形態の高強度鋼板の製 造方法で採用する焼鈍工程後に前記フ ライト相の一部に微細に残存する焼鈍マ ルテンサイト相によって、オーステナイト結晶粒同士の合体および成長を抑制できる 。焼戻しマルテンサイト相の占積率が 80%未満の場合、焼戻しマルテンサイト相がフ エライト相に分断されるため、伸びフランジ性が低下する。一方、焼戻しマルテンサイ ト相の占積率が 100%の実質上焼戻しマルテンサイト単相組織になると、延性が低 下するので 100%の占積率の場合は本発明には含まれな!/、。
[0071] 本実施形態の高強度鋼板の焼戻しマルテンサイト相において、平均粒径が 10 /z m 以下であり粒径が 10 mより大きい焼戻しマルテンサイト相の占積率が 15%以下で ある。平均粒径が 10 mより大きい場合または粒径が 10 mより大きい焼戻しマル テンサイト相の占積率が 15%を超える場合、破壊の起点となる焼戻しマルテンサイト 相の界面が偏在化するので十分な伸びフランジ性が得られない。
[0072] 本実施形態の高強度鋼板の金属組織にお!、ては、残留オーステナイト相の占積率 力 S3%以下である。残留オーステナイト相は、加工時に焼戻しマルテンサイト相に変 化する誘起変態を起こす。そのため残留オーステナイト相は、伸びフランジ性を低下 させる。したがって、伸びフランジ性を向上させるために残留オーステナイト相の占積 率は低く抑えなければならない。残留オーステナイト相の占積率は、好ましくは 2%以 下、より好ましくは 1%以下である。
[0073] 以上説明したような実施形態の高強度鋼板は、微細な焼戻しマルテンサイト相が形 成され、残留オーステナイト相の占積率が十分に低いため、引張強度が高いだけで なぐ伸びおよび伸びフランジ性がともに高い優れた特性を有するものである。
[0074] 次に、本実施形態の高強度鋼板の製造方法について説明する。
まず、本実施形態の高強度鋼板の素材について説明する。本実施形態の高強度 鋼板は、所定の条件を満たす鋼板素材に、所定の焼鈍工程および焼戻し工程から なる熱処理をすることによって得られる。
本実施形態の高強度鋼板の鋼板素材は、前記した成分組成の条件を満たすこと に加えて次のような金属組織の条件を満たす必要がある。本実施形態の高強度鋼板 の鋼板素材は、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が 90%以上 である必要がある。好ましくは、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積 率が 95%以上である。これらの構成相の占積率が 90%未満の場合、後記する焼鈍 工程においてフェライト相とオーステナイト相の 2相域に加熱した際に、粗大なオース テナイト相が生成するため、前記した微細な焼戻しマルテンサイト相を得ることができ ない。そのため、伸びフランジ性を向上させることができないことになる。
[0075] マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が 90%以上である本実施 形態の高強度鋼板の鋼板素材は、次のようにして製造される。
本実施形態の高強度鋼板の鋼板素材 (以下、「鋼板素材」という）は、前記した高強 度鋼板素材の成分組成を満足するように調整された鋼スラブを、仕上げ圧延温度が Ac点以上の温度で熱間圧延を行なう。その後、この熱間圧延された鋼板を、 10°C
3
Z秒以上の冷却速度で、オーステナイト相がマルテンサイト相に変態を開始する温 度である。 Ms点よりも低 、温度（おおよそ 350°C以下）の冷却停止温度まで冷却した 後、巻き取ることにより、鋼板素材は製造される。仕上げ圧延温度が Ac点以下また
3 は熱間圧延後の冷却速度が 10°CZ秒以下では、熱間圧延後の冷却時にフ ライト 相が生成しやすぐ熱間圧延後の低温変態相の占積率が 90%以上とならない。
[0076] また、鋼板素材の成分組成を満足するように調整された鋼スラブから、前記した熱 間圧延および冷却速度の条件を満たさな!/ヽ条件で製造された鋼板であっても、次の ような予備焼鈍を行うことによって、低温変態相の占積率が 90%以上である鋼板素 材に調整することができる。この予備焼鈍は、熱延鋼板を Ac点以上の温度域に 5秒
3
以上保持した後、 10°CZ秒以上の冷却速度で 350°C以下の冷却停止温度まで冷 却する熱処理である。前記した鋼板を Ac点以下の温度域に保持した場合、フェライ
3
ト相が生成し、占積率が 90%以上とならない。また、前記した鋼板を Ac点以上の温
3
度域に保持する場合でも、保持時間が 5秒未満では金属組織のオーステナイトィ匕が 不十分なため、占積率が 90%以上とならない。この予備焼鈍の条件を満たす限り、 焼鈍温度、保持時間、冷却速度の上限および冷却停止温度の下限は特に定めない
[0077] 次に、本実施形態の高強度鋼板の熱処理工程について説明する。本実施形態の 高強度鋼板は、鋼板素材を所定の焼鈍工程および焼戻し工程力 なる熱処理をす ることによって得られる。この焼鈍工程は、前記鋼板素材を Ac点以下 Ac点 50°C
3 3 以上の温度に 30秒以上 1200秒以下の時間、加熱保持した後、 10°CZ秒以上の冷 却速度で Ms点以下まで冷却する熱処理である。この焼鈍工程を経ることによって、 前記した占積率が 80%以上のマルテンサイト相が形成される。また、鋼板素材を Ac
3 点以下 Ac点— 50°C以上の温度に加熱 '保持した際に生成するオーステナイト結晶
3
粒のサイズは、実施形態の高強度鋼板の焼戻しマルテンサイト相の結晶粒径に影響 を及ぼす。すなわち、本実施形態の高強度鋼板のように、平均粒径が 10 /z m以下で あり粒径が 10 mより大きい焼戻しマルテンサイト相の占積率が 15%以下である、微 細な焼戻しマルテンサイト相を得るには、鋼板素材を Ac点以下 Ac点 50°C以上
3 3
の温度に加熱'保持することが必要である。このような微細な焼戻しマルテンサイト相 が形成された金属組織の鋼板は、高強度かつ高延性の特性を有する。
この焼鈍工程において、オーステナイト単相が安定な Ac点より高い温度域で鋼板
3
素材を保持すると、オーステナイトの結晶粒が成長して互いに合体して粗大化するた め、本実施形態の高強度鋼板のような微細な焼戻しマルテンサイト相を有する金属 組織にすることができない。その結果、高強度鋼板の伸びフランジ性が低くなる。また
、 Ac点 50°Cよりも低い温度で鋼板素材を保持すると、オーステナイト化が十分に
3
進まず、熱処理後の高強度鋼板の焼戻しマルテンサイト相の占積率は、本実施形態 の高強度鋼板よりも低くなる。その結果、高強度鋼板の伸びフランジ性が低くなる。し たがって、前記保持温度は、 Ac点以下 Ac点— 50°C以上とした。
3 3
[0078] この焼鈍工程において保持時間が 30秒未満の場合、オーステナイト相が十分に生 成しないため、この焼鈍工程後に微細なマルテンサイト相を得ることができない。保 持時間が 1200秒より長い場合、生成するオーステナイト結晶粒が粗大化してしまう ので、前記した微細な焼戻しマルテンサイト相を得ることができない。そのため、保持 時間は、 30秒以上 1200秒以下の範囲であることが必要であり、好ましくは 120秒以 上 600秒以下の範囲である。
[0079] また、この焼鈍工程にぉ 、て、冷却速度が 10°CZ秒未満、または、冷却停止温度 がオーステナイト相から焼戻しマルテンサイト相への変態が開始する Ms点より高い 場合、ベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライト相、フェライト相の生成ゃセメ ンタイト相の析出が起こり、マルテンサイト相以外の相が多く形成されるため、マルテ ンサイト相の占積率を上げることができな 、。そのため鋼板の伸びフランジ性が低く なる。冷却速度は速ければ速いほど、冷却停止温度は低ければ低いほど、焼戻しマ ルテンサイト相の占積率を上げることができる。
[0080] 次に焼戻し工程について説明する。前記焼鈍工程を経た前記鋼板素材は、 300°C 以上 550°Cの温度に 60秒から 1200秒保持される。前記焼鈍工程を経た前記鋼板 素材の金属組織には、微細なマルテンサイト相が形成されている。このマルテンサイ ト相を焼戻すことにより前記鋼板素材を軟化させて、焼鈍マルテンサイト相やフェライ ト相の硬度差を低減することにより、延性とともに優れた伸びフランジ性を得ることが できる。
[0081] この焼戻し工程での保持温度が 300°C未満では、焼戻しマルテンサイト相の硬度 が高すぎるため、鋼板の伸びフランジ性が低下する。一方、保持温度が 550°Cより高 V、場合、残留オーステナイト相の分解によって生成したセメンタイト相が粗大化して、 鋼板の伸びフランジ性が低下する。 また、この焼戻し工程での保持時間が 60秒未満の場合、焼戻しマルテンサイト相の 硬度が高すぎるため、鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が低下する。一方、保持時 間が 1200秒より長い場合、セメンタイト相が粗大化し、鋼板の伸びフランジ性が低下 する。この焼戻し工程での保持時間は、 60秒以上 1200秒以下である力 好ましくは 90秒以上 900秒以下であり、より好ましくは 120秒以上 600秒以下である。
[0082] 前記焼鈍工程およびこの焼戻し工程を経た鋼板素材は本実施形態の高強度鋼板 となり、高引張強度および高延性の特性に加え、伸びフランジ性が高い特性も有す る。そのため、この高強度鋼板は、優れたプレス成形性を備えた鋼板として自動車を 始めとする様々な工業製品に使用されるものである。
[0083] (実施例 2)
以下、本実施形態の高強度鋼板およびその製造方法の作用'効果について、実施 例を用いて説明する。
まず、本実施例で試験した試験鋼板の作製方法について説明する。本実施例にお V、て、表 5に示す成分組成を有する鋼記号 A〜Yで表される成分組成の鋼スラブに ついて試験を実施した。これらの A〜Yの成分組成の鋼スラブから、表 6および 7に示 すように、熱延条件、予備焼鈍条件、焼鈍工程および焼戻し工程を変化させた 56種 類の試験鋼板を作製し、それらの引張強度、延性、伸びフランジ性等の特性を測定 した。 A〜Yの成分組成の鋼スラブのうち、 B、 C、 E, F、 I、 J、 L、 N〜Yが実施形態の 実施例に該当する成分組成の鋼スラブである。他の成分組成の鋼スラブは、本実施 形態の成分組成に該当しないものであり、表 6および 7からわ力るように、これらの鋼 スラブ力 作製された試験鋼板は比較例となる。これらの A〜Yの各成分組成の鋼ス ラブを 850°Cの仕上温度で熱間圧延し 3mmの厚さの 56種類の試験鋼板（No. 1〜 56)にし、表 6に示す所定の温度で巻き取った。さらに、 No. 1〜45の各試験鋼板を 酸洗してスケールを除去し、冷間圧延により 1. 2mmの厚さにした。その後、試験鋼 板 2と 11を除く各試験鋼板を表 6に示す所定の条件で予備焼鈍した。この後、 No. 1 〜56の各試験鋼板を表 7に示す所定の条件の焼鈍工程および焼戻し工程の熱処 理をして、それぞれ測定用の試験鋼板とした。
[0084] [表 5] 化学成分 (質 s%) 変態温度 (°c)
備考 c Si Mn P S Al Mo Cr Ti Nb V その他 Ac3 Ms
A 0.02 1.52 1.90 0.012 0.002 0.027 91 1 489 比較例
B 0.06 1.51 1.93 0.003 0.001 0.026 882 469 実施例
C 0.22 1.51 2.05 0.006 0.002 0,031 837 389 実施例
D 0.35 1.49 1.98 0.005 0.002 0.032 813 330 比較例
E 0.18 0.05 2.03 0.008 0.001 0.029 782 409 実施例
F 0.16 2.88 2.05 0.008 0.002 0.033 915 418 実施例
G 0.21 3.25 2.08 0.018 0.001 0.028 924 393 比較例
H 0.19 1.51 0.41 0.009 0.003 0.026 893 457 比較例
I 0.20 1.49 0.56 0.009 0.001 0.028 887 448 実施例
J 0.22 1.48 2.95 0.004 0.002 0.031 80S 359 実施例
K 0.19 1.50 3.25 0.007 0.001 0.033 809 364 比較例 し 0.21 1.48 1.94 0.016 0.002 0.088 871 397 実施例
M 0.20 1.49 1.98 0.009 0.003 0.110 & 77 401 比較例
N 0.18 1.50 2.08 0.015 0.001 0.031 0.20 858 403 実施例
O 0.19 1.52 1.92 0.012 0.002 0.026 0.10 0.20 852 402 実施例
P 0.22 1.51 2.95 0.005 0.002 0.027 0.05 828 359 実施例
Q 0.21 1.51 2.05 0.006 0.002 0.028 0.025 838 394 実施例
R 0.20 1.48 1.90 0.006 0.001 0,031 0.10 855 404 実施例
S 0.19 1.52 2.10 0.008 0.001 0.031 0.05 0.05 870 402 実施例
T 0,20 1.47 2.04 0.015 0.003 0.027 0.024 0.05 850 399 実施例 u 0.18 1.49 1.99 0.009 0.002 0.048 856 409 実施例
V 0,17 1.43 2.03 0.011 0.003 0.051 Ni： 0.2 854 408
I 実施例 w 0.16 1.52 1.96 0.012 0.003 0.047 863 416 実施例
X 0.17 1.49 2.11 0.008 0.002 0.040 B： 0.003 851 408 実施例
Y 0.18 1.38 1.89 0.01 1 0.003 0 45 Ca+REM： 0.001 855 413 実施例
注） 残部成分は Feおよび不可避的不«物である。
表 6からわ力るように、実施例に該当する鋼板は、すべて低温変態相の占積率が 9%以上であり、鋼板素材の条件に該当するものである。
6]
熱延条件 予備焼鈍条件 焼鈍前組緣
試験鋼板 鋼記号 仕上温度 加熱温度保持時間冷却速度冷却停止 M+残留 r 備考
相構成
No. (。c) c°o (°C) (秒） (°cz秒) 温度（°c) 占積率 (％)
1 A 850 500 930 120 600 20 100 比較例
2 B 850 300 一 - 一 ― a -hM 85 比較例
3 B 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
4 C 850 500 800 120 600 20 +Μ 80 比較例
5 C 850 500 930 120 600 20 100 実施例
6 C 850 500 930 2 600 20 a -hM 80 比較例
7 C 850 500 930 10 600 20 Qf +M 90 実施例
8 C 850 500 930 600 600 20 M 100 実施例
9 C 850 500 930 120 5 20 a +M 70 比較例
10 C 850 500 930 120 600 500 B 0 比較例
11 C 850 300 - - 一 ― a +M 95 実施例
12 D 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
13 E 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
14 F 850 500 930 120 600 20 100 実施例
15 G 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
16 H 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
17 I 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
18 J 850 500 930 120 600 20 100 実施例
19 K 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
20 し 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
21 M 850 500 930 120 600 20 100 比較例
22 N 850 500 930 120 600 20 100 比較例
23 N 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
24 N 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
25 N 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
26 N 850 500 930 120 600 20 100 比較例
27 N 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
28 N 850 500 930 120 600 20 100 実施例
29 N 850 500 930 120 600 20 100 比較例
30 N 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
31 N 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
32 N 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
33 N 850 500 930 120 600 20 100 実施例
34 N 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
35 N 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
36 N 850 500 930 120 600 20 M 100 比較例
37 N 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
38 N 850 500 930 120 600 20 100 実施例
39 N 850 500 930 120 600 20 100 比較例
40 O 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
41 P 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
42 Q 850 500 930 120 600 20 100 実施例
43 R 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
44 S 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
45 T 850 500 930 120 600 20 M 100 実施例
46 u 900 500 930 180 700 20 M 100 実施例
47 V 900 500 930 120 700 20 100 実施例
48 w 900 500 930 120 700 20 M 100 実施例
49 X 900 500 930 180 700 20 100 実施例
50 Y 900 500 930 240 700 20 100 実施例
51 u 900 250 - - 一 - M 100 実施例
52 u 950 300 一 - - - M 100 実施例
53 u 900 200 ― - 一 - M 100 実施例
54 V 920 280 一 - - - M 100 実施例
55 w 920 300 ― - 一 ― M 100 実施例
56 X 920 300 ― ― 一 M 100 実施例
注） M:マルテンサイト相、 α :フェライト相、 B :ベイナイト相、残留 残留オーステナイト相 表 7に示すように、作製した 56種類の試験鋼板のうち、 33種類が本実施形態に 当する実施例に該当するものであり、他は比較例である。 [表 7]
Figure imgf000028_0001
このような工程により作製された 56種類の各試験鋼板につき、引張強度試験およ び伸びフランジ試験を行った。 引張強度試験は、各試験鋼板の圧延方向の垂直方向が試験時の引張方向となる ように、各試験鋼板から採取し^ JIS5号試験片を用いて、 JISZ2241に準拠して実 施した。本試験により、降伏強度 YS、引張強度 TSおよび伸び ELを測定した。
伸びフランジ試験は、鉄鋼連盟規格 (JFST1001— 1996)に準拠して実施し、穴 拡げ率えを測定した。
[0088] 56種類の各試験鋼板の特性測定結果を表 8および表 9に示す。表 8および表 9〖こ おいて、 AMは焼鈍マルテンサイト相を、 TMは焼戻しマルテンサイト相、残留 γは残 留オーステナイト相を示す。残留オーステナイト相の占積率は、検出限界以下の場 合 0%とした。
本試験結果において、引張強度が 780MPa以上の場合、実用上十分な強度特性 であり、本発明の引張強度の条件を満たす。また、伸び (延性)および伸びフランジ 性については、それぞれ 10%以上および 80%以上の場合に、優れた特性であると みなす。伸びフランジ性に関しては、 100%以上の場合、特に優れた特性であると判 定する。
また、引張強度： TS≥780MPa、伸び： EL≥10%、穴拡げ率： λ≥80%のすベ ての条件を満たす試験鋼板を本発明にかかる高強度鋼板に該当するものとする。こ れら 3つの条件のすべてを満たし、かつ、穴拡げ率が特に優れる（λ≥100%)試験 鋼板を:◎、全条件を満たす試験鋼板 :〇、 3条件中、 2条件を満たす試験鋼板:△、 3条件中、 1条件以下しか満たさない試験鋼板を： Xと判定した。
[0089] [表 8]
金属組織パラメータ 力学特性
試験鋼板 ΤΜの TMの 残留 の 10 m以
鋼記号 YS TS EL λ 判定 備考
No. 平均粒径 占積率 占積率 上の TMの
(%) (%) 占積率 (％) ( Pa) (MPa) (%) (%)
1 A 6.8 89 0 8 365 608 32.2 70.1 X 比較例
2 B 8.8 87 0 18 523 752 28.7 82.7 Δ 比較例
3 B 7.0 89 0 7 598 801 26.5 122.2 ◎ 実施例
4 C 9.2 88 0 18 961 101 1 8.5 61.2 X 比較例
5 C 6.2 88 0 1 1 953 1052 1 1.6 105.2 ◎ 実施例
6 C 1 1.4 88 0 20 81 1 1084 フ.6 45.4 X 比較例
7 C 9.7 88 0 12 862 1098 12.1 83.4 〇 実施例
8 C 7.0 88 0 10 873 1065 12.7 103.8 ◎ 実施例
9 C 9.8 88 0 18 795 1035 8.9 65.2 X 比較例
10 C 1 1 .0 88 0 20 888 1069 8.6 75.8 X 比較例
1 1 C 8.4 88 0 12 996 1 127 12 98.9 〇 実施例
\2 D 6.6 89 0 7 887 1220 1 Ί.2 76.2 Δ 比較例
13 E 7.6 89 0 1 1 778 967 13.9 90.5 Ο 実施例
14 F 6.6 89 0 8 898 1263 15.8 1 14.2 ◎ 実施例
15 G 8.0 87 0 8 1091 1318 10.3 67.7 厶 比較例
16 H 7.2 87 6 11 932 101 1 8.3 46.2 X 比較例
17 I 6.2 88 3 6 963 1081 10.3 89.1 〇 実施例
18 J 7.4 90 0 8 101 1 1 122 1 1.3 81.1 〇 実施例
19 κ 6.8 90 0 1 1 1 194 1271 7.3 48.3 X 比較例
20 し 7.6 91 0 7 785 823 34.7 106.4 ® 実施例
21 Μ 8.2 フ 8 0 10 763 845 36.2 65.4 厶 比較例
22 Ν 12.7 100 0 62 1 120 1265 8.1 81.7 Δ 比較例
23 Ν 7.0 92 0 13 996 1063 12.2 88.3 〇 実施例
24 Ν 8.6 88 0 11 902 1003 15.7 86.9 Ο 実施例
25 Ν 8.4 72 0 12 855 980 1 7.8 58.7 厶 比較例
26 ISI 7.0 62 0 9 913 969 15.2 61.7 厶 比較例
27 Ν 8.0 81 0 10 909 1029 12.2 91.5 〇 実施例
28 Ν 9.4 88 0 13 1056 1 101 10.4 85.4 〇 実施例
29 Ν 1 1.7 88 0 24 1 101 1248 7.2 96.0 Δ 比較例
30 Ν 8.0 72 0 7 678 758 16.7 80.2 Δ 比較例
31 Ν 8.2 23 8 10 798 866 20.2 34.4 厶 比較例
32 Ν 7.2 88 6 5 1229 1499 8.2 39.3 X 比較例
33 Ν 7.4 88 2 6 1 129 1225 10.2 83.8 〇 実施例
34 Ν 7.2 88 0 12 1078 1 158 1 1.4 89.2 〇 実施例
35 Ν 9.6 88 0 16 597 778 16.7 45.0 厶 比較例
36 Ν フ.0 88 7 6 826 1205 12.3 40.6 Δ 比較例
37 Ν 6.9 88 3 7 972 1258 10.3 85.6 〇 実施例
38 Ν 7.2 88 0 7 1023 1 181 1 1.5 91.3 〇 実施例
39 Ν 10.2 88 0 17 606 798 16.5 51.6 Δ 比較例
40 Ο 6.2 89 0 7 1014 1 150 12.3 86.5 〇 実施例
41 Ρ 6.4 90 0 6 987 1097 1 1.9 82.2 〇 実施例
42 Q 6.2 88 0 6 960 983 10.3 98.3 〇 実施例
43 R 6.4 88 0 8 936 952 10.9 96.2 〇 実施例
44 S 6.6 92 0 8 1023 1095 10.4 88.5 〇 実施例
45 τ 6.3 89 0 7 1008 1 109 ί 3.3 83.4 〇 実施例 ] 金属組織パラメータ 力学持性
試験鋼板 AMの TMの TMの 残留 の l OjU m以
鋼記号 TS EL λ 判定 備考
No. 占積率 平均粒径 占積率 占積率 上の TMの
(%) (%) ( ) 占積率 (％) (MPa) (%) (%)
46 a 1 1 8.3 89 0 10 813 31.5 108.3 ® 実施例
47 b 10 8.5 90 0 9 837 30.8 98.9 〇 実施例
48 c 10 8.6 90 0 8 870 28.3 92.1 〇 実施例
49 d 15 7.2 85 0 12 860 28.3 93.7 〇 実施例
50 e 16 7.4 84 0 1 1 887 21.9 97.5 〇 実施例
51 a 1 1 8.3 89 0 9 844 28.9 92.4 〇 実施例
52 a 15 7.4 85 0 13 825 30.1 89.3 〇 実施例
53 a 16 7.6 84 0 13 838 26.9 96.6 〇 実施例
54 b 9 8.1 91 0 7 913 17.3 1 15.0 ◎ 実施例
55 c 10 8.4 90 0 8 942 15.3 109.3 ◎ 実施例
56 d 14 7.5 86 0 1 1 933 14.9 107.4 ◎ 実施例
[0091] 以下表 8の試験鋼板の特性測定結果について説明する。
試験鋼板 No. 3, 5, 7, 8, 11, 13, 14, 17, 18, 20, 23, 24, 27, 28, 33, 34, 37, 38, 40〜45は、いずれも本実施形態の高強度鋼板の成分組成に該当する鋼 スラブ（表 5の B, C, E, F, I, J, L, N〜T)力も作製されたものである。また、表 6およ び表 7からわ力るように、これらの試験鋼板の焼鈍工程前の金属組織のマルテンサイ ト相および残留オーステナイト相の占積率並びに焼鈍工程および焼戻し工程は、本 実施形態の高強度鋼板の条件に該当するものである。これらの試験鋼板はすべて本 発明の引張強度、伸びおよび伸びフランジ性の条件を満たす。
[0092] 表 9の各試験鋼板 (No. 46〜56)はすべて本発明の引張強度、伸びおよび伸びフ ランジ性の条件を満たす。
[0093] 実施形態の高強度鋼板に該当する試験鋼板のうち、 No. 3， 5, 8, 14, 20は伸び フランジ性が特に優れる。これらの試験鋼板の残留オーステナイト相の占積率は 0% であり、その焼戻しマルテンサイト相は平均粒径が比較的小さぐ 10 m以上の結晶 粒サイズの焼戻しマルテンサイト相の占積率が比較的低 、。
[0094] 比較例の試験鋼板にっ 、て、本発明に力かる高強度鋼板の条件を満たさな力 た 理由について説明する。 試験鋼板 No. 1は、 C量が少ない鋼スラブ Aから作製されたため、引張強度が低い 試験鋼板 No. 2は、焼鈍工程前の状態での金属組織におけるマルテンサイト相お よび残留オーステナイト相の占積率が低力つたため、焼戻しマルテンサイト相の結晶 粒が粗大化して、強度および伸びフランジ性が低下した。
試験鋼板 No. 4は、予備焼鈍の温度が Ac点より低力つたため、焼鈍工程前の状
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態での金属組織において、低温変態相の占積率が低くなり、焼戻しマルテンサイト相 の結晶粒が粗大化したために、延性および伸びフランジ性が低!、。
[0095] 試験鋼板 No. 6は、予備焼鈍における保持時間が短力つたため、焼鈍工程前の状 態での金属組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が 低くなり、焼戻しマルテンサイト相の結晶粒が粗大化した。その結果、伸びおよび伸 びフランジ性が低い。
試験鋼板 No. 9は、予備焼鈍後の冷却が遅力つたために、焼鈍工程前の状態での 金属組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が低くなり 、焼戻しマルテンサイト相が粗大化した。その結果、伸びおよび伸びフランジ性が低 い。
試験鋼板 No. 10は、予備焼鈍後の冷却停止温度が高力つたため、焼鈍工程前の 状態での金属組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率 が低くなり、焼戻しマルテンサイト相が粗大化した。その結果、伸びおよび伸びフラン ジ'性が低い。
試験鋼板 No. 12は、焼戻し工程後の金属組織は実施形態の高強度鋼板のものに 該当するものである力 本試験鋼板は C量が多 、鋼スラブ D力も作製されたものであ るため、フェライト相の一部である焼鈍マルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の 強度差を十分に低減されていない。その結果、伸びフランジ性が低くなつた。
[0096] 試験鋼板 No. 15は、焼戻し工程後の金属組織は実施形態の高強度鋼板のものに 該当するものである力 本試験鋼板は Si量が多 、鋼スラブ G力 作製されたものであ る。そのため、焼戻しマルテンサイト相が十分に焼戻されず、フェライト相の一部であ る焼鈍マルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の強度差が十分に低減されていな い。その結果、伸びフランジ性が低くなつた。
試験鋼板 No. 16は、 Mn量の少ない鋼スラブ H力 作製されたため、焼入れ性が 十分でないため、焼鈍工程後に残留オーステナイト量が多く残存した。その結果、伸 びおよび伸びフランジ性が低くなつた。
試験鋼板 No. 19は、 Mn量の多い鋼スラブ Kカゝら作製されたため、焼戻し工程後 の金属組織中のマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率やサイズは、 実施形態の高強度鋼板のものに該当するが、 Mnの偏祈が発生した。その結果、伸 びおよび伸びフランジ性が低くなつた。
試験鋼板 No. 21は、 A1添カ卩量が多い鋼スラブ Mカゝら作製された。そのため、鋼材 表面の表面疵が多くなつた。その結果、伸びフランジ性が低くなつた。
[0097] 試験鋼板 No. 22は、焼鈍工程において Ac点以上に加熱したため、オーステナイ
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ト相の結晶粒が粗大化した。その結果、延性が低下した。
試験鋼板 No. 25は、焼鈍工程における加熱 ·保持温度が Ac点 50°Cより低かつ
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たため、オーステナイト相が十分に生成しな力つた。その結果、焼戻しマルテンサイト 相の占積率が低くなり、伸びフランジ性が低くなつた。
試験鋼板 No. 26は、焼鈍工程における Ac点以下 Ac点 50°C以上での保持時
3 3
間が短すぎたため、オーステナイト相が十分に生成しな力つた。その結果、マルテン サイト相の占積率が低くなり、伸びフランジ性が低くなつた。
試験鋼板 No. 29は、焼鈍工程における Ac点以下 Ac点 50°C以上での保持時
3 3
間が長すぎたため、オーステナイト相の結晶粒が粗大化した。その結果、マルテンサ イト相の結晶粒径が粗大化し、延性が低くなつた。
[0098] 試験鋼板 No. 30は、焼鈍工程後の冷却が遅すぎたため、焼戻しマルテンサイト相 以外の相が生成され、焼戻しマルテンサイト相の生成が十分に起きな力つた。その結 果、引張強度が低くなつた。
試験鋼板 No. 31は、焼鈍工程後の冷却停止温度が Ms点より高力つたため、マル テンサイト相生成が不十分だった。その結果、焼戻しマルテンサイト相の占積率が低 くなり、伸びフランジ性が低くなつた。
試験鋼板 No. 32は、焼戻し工程における加熱'保持温度が下限値より低力 たた め、焼戻しマルテンサイト相の転位密度が低下せず、ひずみが十分に緩和されなか つた。その結果、伸びおよび伸びフランジ性が低くなつた。
[0099] 試験鋼板 No. 35は、焼戻し工程における焼戻し工程の加熱 ·保持温度が上限値 よりも高力 たため、セメンタイトが析出した。その結果、伸びフランジ性が低くなつた 試験鋼板 No. 36は、焼戻し工程における加熱 ·保持時間が短すぎたため、残留ォ ーステナイト相の占積率が十分低下しなかった。また、焼戻しマルテンサイト相の転 位密度が低下せず、ひずみが十分に緩和されな力つた。その結果、伸びフランジ性 が低くなつた。
試験鋼板 No. 39は、焼戻し工程における加熱 ·保持時間が長すぎたため、セメン タイトが析出した。その結果、伸びフランジ性が低くなつた。
[0100] (3)
また、以下に、本発明のさらに他の実施形態を詳細に説明する。
本発明者らは、フェライト相とマルテンサイトの複合組織鋼板 (DP鋼板)を用いるこ とを前提とし、この DP鋼板の特徴である強度と伸びの両立だけでなぐ伸びフランジ 性をも良好にするための要件について様々な角度力 検討した。その結果、本発明 者らは、素材鋼板として（すなわち、初期組織として）、微細なラス状組織 (マルテンサ イトおよび Zまたはべイナイト）を有する鋼板に対して、 2相域 (フェライト +オーステナ イト領域)での焼鈍 (以下、「2相域焼鈍」と呼ぶ)を施すことによって、非常に微細なフ エライト +マルテンサイトの複合組織が得られることを見出した。また、本発明者らは、 このような組織の鋼板では、伸びおよび伸びフランジ性が良好になることを見出した。
[oioi] 上記のような微細なラス状組織 (マルテンサイトおよび Zまたはべイナイト）を有する 鋼板では、 2相域焼鈍によって生成するフ ライトが微細分散し、そのピニング効果 によって 2相域焼鈍中のオーステナイトの成長を抑制するため、焼入れ後の組織は 非常に微細なフェライト +マルテンサイト組織となる。また化学成分として鋼板中に Ti , Nb, V, Zr等の結晶粒微細化元素を含有させることによって、組織の一層の微細 化が図れるものとなる。このようにして、得られる複合組織鋼板では、伸びおよび伸び フランジ性が更に向上したものとなるのである。 [0102] 本発明の高強度鋼板は、フェライト相およびマルテンサイトを主体とする複合組織 鋼板である力 上記目的を達成するためには、これらの相のそれぞれの全組織に対 する占積率も適切に調整されている必要がある。すなわち、本発明の高強度鋼板で は、フェライト相およびマルテンサイトの占積率は、それぞれ 5〜30%、 50〜95%で ある。
[0103] フェライト相の占積率が 5%未満では、良好な伸びを確保することができなくなる他 、オーステナイトの成長を抑制するピユング効果が希薄になり、 30%を超えると、伸 びフランジ性が劣化する。フェライト相の好ましい占積率は、 7%以上、 25%以下で ある。
[0104] マルテンサイトの占積率が 50%未満では伸びフランジ性が低下し、 95%を超えると 伸びが低下する。マルテンサイト相の好ましい占積率は 70%以上、 85%以下である
[0105] なお、上記占積率とは、鋼材中の金属組織を構成する各相の全組織に対する比率
(体積％)の意味であり、鋼材をナイタール腐食し、光学顕微鏡（1000倍)で観察後 、画像解析することによってフェライト相およびマルテンサイトの占積率を求めることが できる。
[0106] 本発明の高強度鋼板では、上記フェライト相の平均粒径が円相当直径で 以 下であると共に、前記マルテンサイト相の平均粒径が円相当直径で 6 m以下である ことが好ましい。これらの大きさが大きくなると、伸びおよび伸びフランジ性が低下す る。なお、これらの相の「平均粒径」とは、例えば、光学顕微鏡や FEZSEM— EBSP による組織観察により、 20個の粒径を求め、それらを平均化して求めたものである。
[0107] 本発明にカゝかる複合組織鋼板は、主たる組織がフェライト相とマルテンサイトからな るものであるが、これらの相だけで必ずしも 100%となっている必要はなぐ主体とす るという趣旨力もして少なくともその総和が占積率で 70%以上、好ましくは 80%以上 であり、残部組織 (若しくは相）としてべイナイト、パーライト、残留オーステナイト等を 含むことも許容している。但し、これらの組織は、伸びフランジ性を低下させないという 観点からできるだけ少な 、方が好ま 、。
[0108] 本発明の鋼板では、組織が上記のように制御されることによって、良好な伸びおよ び伸びフランジ性を示すものとなる力 強度（引張強度 TSで 590MPa以上)等の点 を考慮した好ましい成分組成は、 C : 0. 05〜0. 3%、 Si: 0. 01〜3%、 Mn: 0. 5〜 3. 0%、 A1: 0. 01〜0. 1%をそれぞれ含む他、 Ti、Nb, Vおよび Zrよりなる群から 選ばれる少なくとも 1種の元素を合計で 0. 01〜1%含み、残部が鉄および不可避的 不純物であるものが挙げられる。これらの好ましい範囲の規定理由は次の通りである
[0109] [C : 0. 05〜0. 3%]
Cは、マルテンサイトを生成させて鋼板の強度を高める上で重要な元素である。こう した効果を発揮させるためには、 Cの含有量は 0. 05%以上とすることが好ましい。高 強度化の観点力 すると C含有量は多いほど好ましいが、多過ぎると伸びフランジ性 を劣化させる残留オーステナイトが多量に生成してしまう他、溶接性にも悪影響を及 ぼす様になるので、 0. 3%以下とすることが好ましい。 C含有量のより好ましい下限は 0. 07%であり、より好ましい上限は 0. 25%である。
[0110] [Si: 0. 01〜3%]
Siは、鋼を溶製する際に脱酸性元素として有効に作用する他、鋼の延性を劣化さ せることなく強度を高める有効な元素であり、更には伸びフランジ性を劣化させる粗 大な炭化物の析出を抑える作用も有している。これらの効果を有効に発揮させるには
0. 01%以上の含有させることが好ましい。し力しながら、 Siによる添加効果は約 3% で飽和するので、好ましい上限を 3%と定めた。 Si含有量のより好ましい下限は 0. 1 %であり、より好ましい上限は 2. 5%である。
[0111] [Mn: 0. 5〜3. 0%]
Mnは鋼板の焼入れ性を高めて高強度を確保するうえで有用な元素であり、こうし た効果を発揮させるためには 0. 5%以上含有させることが好ましい。し力しながら、 M n含有量が過剰になると、延性を低下させて加工性に悪影響を及ぼす様になるので 、 3. 0%を上限とする。より好ましい Mn含有量は 0. 7%以上、 2. 5%以下である。
[0112] [A1: 0. 01〜0. 1%]
A1は脱酸作用を有する元素であり、 A1脱酸を行う場合は 0. 01%以上の A1を添カロ する必要がある。しかし A1含有量が多過ぎると、上記効果が飽和するばかりか、非金 属系介在物源となって物性や表面性状を劣化させるので、 0. 1%を上限とする。 A1 のより好ましい含有量は 0. 03%以上、 0. 08%以下である。
[0113] [Ti、 Nb, Vおよび Zrよりなる群力も選ばれる 1種または 2種以上を合計で 0. 01〜1 %]
これらの元素は、 Cや Nと炭化物、窒化物、炭窒化物などの析出物を形成し、強度 向上に寄与する他、熱延時における結晶粒を微細化して伸びおよび伸びフランジ性 を高める作用も有している。こうした効果は、これらの合計（1種または 2種以上)で 0. 01%以上含有させることによって有効に発揮される。より好ましい含有量は 0. 03% 以上である。しかし、多過ぎると伸びおよび伸びフランジ性を却って劣化させるので、 1%以下、より好ましくは 0. 7%以下に抑えるべきである。
[0114] 本発明の複合組織鋼板における好ましい基本成分は上記の通りであり、残部は鉄 および不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、鋼原料もしくはその 製造工程で混入し得る P, S, N, Oなどが挙げられる。
[0115] 本発明の鋼板には、必要に応じて、（a) Niおよび Zまたは Cuを合計で 1%以下 (0 %を含まな 、）、 (b) Cr： 2%以下（0%を含まな 、）および Zまたは Mo： 1%以下（0 %を含まない）、 (c) B : 0. 0001〜0. 005%、（d) Caおよび/または REMを合計で 0. 003%以下 (0%を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される成分 の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲 設定理由は以下の通りである。
[0116] [Niおよび Zまたは Cuを合計で 1%以下 (0%を含まない）]
これらの元素は、強度-延性バランスを高く維持したまま、高強度化を実現するの に有効な元素である。こうした効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大する 力 合計（1種または 2種)で 1%を超えて含有させても上記効果が飽和してしまう他、 熱延時に割れが生じる恐れがある。なお、これらの含有量のより好ましい下限は 0. 0 5%であり、より好ましい上限は 0. 7%である。
[0117] [Cr： 2%以下（0%を含まな 、）および Zまたは Mo： 1%以下（0%を含まな 、） ]
Crと Moは、いずれもオーステナイト相を安定ィ匕し、冷却過程での低温変態相の生 成を容易にするのに有効な元素であり、その効果は、含有量が増加するにつれて増 大するが、過剰に含有されると延性が劣化するので、 Crは 2%以下 (より好ましくは 1 . 5%以下）、 Moは 1%以下（より好ましくは 0. 7%以下）に抑えるべきである。
[0118] [B: 0. 0001〜0. 005%]
Bは焼入れ性を向上し、微量で鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。こうし た効果を発揮させるためには、 0. 0001%以上含有させることが好ましい。しかしな がら、 Bの含有量が過剰になって 0. 005%を超えると、結晶粒界が脆化して圧延時 に割れが生じるおそれがある。
[0119] [Caおよび Zまたは REMを合計で 0. 003%以下（0%を含まない）]
Caおよび REM (希土類元素）は、鋼中の硫化物の形態を制御し、加工性向上に有 効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、過剰 に含有されると、上記効果が飽和するので 0. 003%以下とすべきである。
[0120] 次に、上記のような組織を有する高強度鋼板を製造する方法について説明する。
上記のような高強度鋼板を製造するには、全組織に占めるマルテンサイトおよび Zま たはべイナイト (以下、これらの両相を「低温変態相」と呼ぶことがある）の合計の占積 率が 90%以上であると共に、旧オーステナイト粒径が円相当直径で 20 μ m以下であ る鋼板を用いて、所定の熱処理を施す必要がある。
[0121] 本発明で用いる素材鋼板は、低温変態相の占積率が 90%以上のものである。この 低温変態相は、マルテンサイトまたはべイナイトのみ力 構成されていてもよい。低温 変態相の占積率が 90%未満の場合、後述する焼鈍工程 (最終焼鈍工程）において フェライト相とオーステナイト相の 2相域に加熱（2相域焼鈍）した場合に、粗大なフエ ライト相およびオーステナイト相が生成するため、最終組織にぉ ヽて前記した微細な フェライト相およびマルテンサイトを得ることができない。その結果、伸びフランジ性を 向上させることができなくなる。
[0122] 低温変態相の占積率を 90%以上であるような素材鋼板は、次のような工程によつ て製造することができる。まず上記のような化学成分組成を満足するように調整され た鋼スラブを用い、仕上げ圧延温度が Ac点以上となるように熱間圧延を行い、その
3
後、 10°CZ秒以上の平均冷却速度で、マルテンサイト変態開始温度 Ms点 (オース テナイト相がマルテンサイトに変態を開始する温度)よりも低い温度まで冷却した後、 巻き取ることによって、マルテンサイトの占積率が 90%以上であるような素材鋼板が 得られる。また、熱間圧延後、 10°CZ秒以上の平均冷却速度で、ベイナイト変態温 度まで冷却し、巻き取ることによって、ベイナイトを主体とする低温変態相の占積率が 90%以上の素材鋼板が得られる。仕上げ圧延温度が Ac点以下または熱間圧延後
3
の冷却速度が 10°CZ秒未満では、熱間圧延後の冷却時にフ ライト相が生成しや すくなって、熱間圧延後の低温変態相の占積率が 90%以上とはならない。
[0123] 上記熱間圧延工程にぉ 、ては、組織の微細化と!/、う観点から、所定の加熱温度、 およびその加熱温度で保持する時間（保持時間)も適切に調整するのがよい。本発 明では、マイクロアロイ (Ti, Nb, V, Zr等）を微細析出させることによるピユング効果 を活用し、オーステナイト粒径を微細化させるものである力 そのためには熱延前ェ 程で生成した粗大なマイクロアロイの析出を再固溶させる必要がある。そのため、カロ 熱温度およびその保持時間は、マイクロアロイ (Ti, Nb, V, Zr等）の固溶という効果 を発揮させるためには、 1000°C以上、 600秒以上であることが好ましい。加熱温度 およびその保持時間が 1400°C以上、および 1000秒よりも長くなると、オーステナイト 粒径が粗大になるので好ましくな!/、。
[0124] 本発明で用いる素材鋼板は、旧オーステナイト粒径を 20 m以下とする必要があ るが、これは組織微細化による伸びおよび伸びフランジ性の向上と!/、う観点からであ る。すなわち、旧オーステナイト粒径が 20 m以下の素地鋼板に対して最終焼鈍ェ 程および焼戻し工程を施すことにより、粒径が 20 mよりも大きい場合と比べて、最 終組織が微細になり、伸びおよび伸びフランジ性が著しく向上するのである。
[0125] また、上記したような化学成分を満たすように調整された鋼スラブから、前記したよう な熱間圧延および冷却速度を満たさな!/ヽ条件で製造された鋼板であっても、次のよ うな予備焼鈍を行うことによって、低温変態相の占積率を 90%以上とすることができ る（後記表 14の実験 No. 5、 6)。
[0126] こうした予備焼鈍は、上記鋼板を Ac点以上の温度域に 5秒以上保持した後、 10
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°CZ秒以上の平均冷却速度で Ms点以下またはべイナイト変態温度域まで冷却後保 持する処理である。上記鋼板の保持温度が Ac点未満では、フェライト相が生成しや
3
すくなって、低温変態相の占積率が 90%以上とはならない。また、 Ac点以上の温 度域に鋼板を保持する場合であっても、その保持時間が 5秒未満では、金属組織の オーステナイトィ匕が不十分であるため、占積率が 90%以上とはならない。
[0127] 上記のようにして組織や旧オーステナイト粒径が調整された素材鋼板に対して、下 記のような熱処理 (最終焼鈍工程および焼戻し工程)を施すことによって、フェライト 相およびマルテンサイトの占積率や粒径が適切に調整された高強度鋼板が得られる のである。この際、熱間圧延工程と下記熱処理工程の間に予備焼鈍工程のみだけで なぐ酸洗や冷間圧延工程等が施される場合も、本発明の範囲内である。このときの 熱処理条件における作用効果は次の通りである。
[0128] まず素材鋼板を (Ac点— 100°C)以上、 Ac点以下の温度範囲に 1秒以上、 2400
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秒以下の時間、加熱保持した後、 10°CZ秒以上の冷却速度で Ms点以下 (冷却停 止温度)まで冷却する熱処理を施す。こうした焼鈍工程を経ることによって、前記した 組織 (フ ライトの占積率： 5〜30%、マルテンサイトの占積率： 50〜95%)を有する 鋼板が得られる。また、素材鋼板を (Ac点 100°C)以上、 Ac点以下の温度範囲
3 3
に加熱保持した際に生成するフェライト相およびオーステナイト結晶粒のサイズによ つて、最終的に得られる高強度鋼板におけるフェライト相およびマルテンサイトの平 均結晶粒径が決定されることになる。すなわち、フェライト相の平均粒径が 3 m以下 、マルテンサイトの平均粒径が 6 m以下であるような微細複合組織鋼板を得るため には、素材鋼板を (Ac点— 100°C)以上、 Ac点以下の温度範囲に加熱保持する
3 3
必要がある。
[0129] この焼鈍工程において、オーステナイト単相が安定な Ac点よりも高い温度域で素
3
材鋼板を加熱保持すると、オーステナイトの結晶粒が成長して相互に合体して粗大 化すると共に、微細フェライトによるピユング効果が得られず、微細な複合組織鋼板 を得ることができない。その結果、高強度鋼板の伸びフランジ性が低下することにな る。
[0130] 上記「ピニング効果」とは、以下のようなものである。素地鋼板はマイクロアロイの微 細化効果により、非常に微細化されたラス状の低温変態相を主体とする組織形態を 有しており、このような鋼板を 2相域の高温側に加熱すると、占積率が低く且つ微細 分散したフェライト相が生成する。本発明における「フェライト相」とは、マルテンサイト またはべイナイトが高温（2相域)で焼鈍される際に生じる焼鈍マルテンサイトまたは 焼鈍べイナイトを指す。こうしたフェライト相が、オーステナイト相の成長、合体を抑制 するため、その後の焼入れ、焼戻し工程で得られる最終組織は、非常に微細なフェラ イト相とマルテンサイトを主体とする組織になるのである。また素材鋼板を (Ac点— 1
3 oo°c)よりも低い温度で加熱保持すると、オーステナイトィ匕が十分に進まず、熱処理 後のマルテンサイトの占積率が 50%未満となって、鋼板の伸びフランジ性が低下す ることになる。
[0131] この焼鈍工程において、加熱保持時間が 1秒未満の場合には、オーステナイト相の 生成が不十分であるので、この焼鈍工程後に占積率で 50%以上のマルテンサイトを 得ることができない。加熱保持時間が 2400秒よりも長い場合には、生成するオース テナイト結晶粒が粗大化してしまうので、前記した微細な複合組織を得ることができな い。こうした観点から、最終焼鈍時の加熱保持時間は、 1秒以上、 2400秒以下の範 囲とする必要がある。好ましくは、 5秒以上、 1200秒未満である。
[0132] 加熱保持後の冷却速度が 10°CZ秒未満であったり、冷却停止温度が Ms点よりも 高くなつたりすると、ベイナイト、残留オーステナイト相、パーライトの生成やフェライト 相の必要以上の生成、およびセメンタイト相の析出が起こり、マルテンサイト以外の組 織が多く形成されるため、マルテンサイトの占積率が低下したり、フェライト相の占積 率や平均結晶粒径が過大になり、伸びや伸びフランジ性の低下につながる。このとき の冷却速度は速ければ速いほど、冷却停止温度は低ければ低いほど、マルテンサイ トの占積率が高くなり易いが、上記 2相域焼鈍の温度と時間を適切に制御しているた め、 95%超にはならない。
[0133] 上記のような焼鈍工程を施した後は、 300〜550°Cの温度範囲に 60秒以上、 120 0秒以下保持するような焼戻し (再加熱処理)を行う必要がある。上記のような焼鈍ェ 程を経た鋼板では、その金属組織には微細な (フェライト相 +マルテンサイト）が形成 されているのであるが、焼鈍ままのマルテンサイトは非常に硬質であり、伸びの低下 につながる。また、マルテンサイトが硬質であるために、軟質なフェライトとの硬度差が 大きぐ伸びフランジ性の低下にもつながる。優れた伸びおよび伸びフランジ性を得 るためには、マルテンサイトを焼鈍ままの硬度よりも軟ィ匕させる必要があり、焼戻しェ 程を施すのである。
[0134] この焼戻し工程での保持温度が 300°C未満では、マルテンサイトの軟質ィ匕が十分 でないので、鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が低下することになる。一方、保持温 度が 550°Cよりも高くなると、粗大なセメンタイト相が析出して、鋼板の伸びフランジ性 が低下することになる。
[0135] また焼戻し工程の保持時間が 60秒未満では、マルテンサイトの軟質ィ匕が十分でな いので、鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が低下することになる。一方、保持時間が 1200秒よりも長くなると、マルテンサイトが軟質ィ匕し過ぎて強度の確保が困難になつ たり、セメンタイトの析出により、鋼板の伸びフランジ性が低下したりすることになる。こ の保持時間は好ましくは 90秒以上、 900秒以下であり、より好ましくは 120秒以上、 6 00秒以下である。
[0136] 上記のような素材鋼板に対して、上記のような焼鈍 (最終焼鈍）および焼戻しを施す ことによって、フェライト相およびマルテンサイトの占積率および粒径が適切に調整さ れた鋼板が得られ、引張強度が 590MPaの高強度を有し、伸びおよび伸びフランジ 性に優れたものとなる。こうした高強度鋼板は、優れたプレス成形性を備えた鋼板とし て自動車を始めとする様々な鋼製品の素材として使用できるものである。
[0137] (実施例 3)
以下、実施例を挙げて本発明を更に具体的に説明するが、本発明はもとより下記 実施例によって制限を受けるものではない。前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適 当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術 的範囲に含まれる。
[0138] 下記表 10、 11に示す化学成分組成の鋼スラブを準備し、各鋼スラブにっ ヽて下記 表 12、 13に示す熱間圧延条件、予備焼鈍条件にて素材鋼板を作成した。尚、表 10 、 11には、各鋼種について、下記（1)式および（2)式によって求めた Ac点 (Ac変
3 3 態点）およびマルテンサイト変態開始温度 Ms点をも示した。
Ac (。C) = 910— 203 [C]— 15. 2· [Νί] +44. 7· [Si] + 104· [V] + 31. 5 ·
3
[Mo] + 13. 1 · [W]— 330 · [Mn] + 11 · [Cr] + 20 · [Cu]— 720 · [P]— 400 [Al] - 120· [As] -400· [Ti] · ·· (!) Ms (°C) = 550— 361 · [C]— 39 · [Mn]— 35 · [V]— 20 · [Cr]— 17· [Ni] -10· [Cu] - 5 - [Mo] - 5 [W] + 15 · [Co] + 30 - [Al] ·'·(2)
但し、 [C], [Ni], [Si], [V], [Mo], [W], [Mn], [Cr], [Cu], [P], [Al], [A s], [Ti]および [Co]は、それぞれ C, Ni, Si, V, Mo, W, Mn, Cr, Cu, P, Al, As
, Tiおよび Coの含有量 (質量％)を示す。
[表 10]
Figure imgf000044_0001
*残部：鉄、および P, S以外の不可避的不純物
[0140] [表 11]
Figure imgf000046_0001
*残部:鉄、および P, s以外の不可避的不純物
Figure imgf000047_0001
0141
Figure imgf000048_0001
[0143] 得られた各素材鋼板について、下記表 14、 15に条件を示す最終焼鈍および再加 熱 (焼戻し)を行って試験鋼板を作成し、各試験鋼板の組織 (フ ライト OCの占積率、 フ ライト αの平均粒径、マルテンサイト Μの占積率、マルテンサイト Μの平均粒径） 、および機械的特性（引張強度 TS、伸び EL、穴拡げ率 λ )を下記の方法によって測 定した。尚、下記表 14、 15には、最終焼鈍前の組織 [相構成、低温変態相占積率、 旧オーステナイト（ γ )粒径]につ 、ても示した。
[0144] [試験鋼板の組織の測定方法]
フェライト aおよびマルテンサイト Mの占積率については、ナイタール腐食後の組 織写真を画像解析することによって測定し、フェライト aおよびマルテンサイト Mの平 均粒径は、 FEZSEM— EBSPによる組織解析によって測定し、前記「円相当直径」 に換算してその平均値を求めた。
[0145] [試験鋼板の機械的特性の測定方法]
(a)引張試験:インストロン社製の万能引張試験機を使用し、 JIS5号引張試験片を 用いて引張強度 (TS)と伸び (全伸び率： EL)を求めた。
(b)穴拡げ試験:東京衡機社製の 20トン穴拡げ試験機を使用し、鉄鋼連盟規格 CF FST1001— 1996)に準拠して穴拡げ率（ λ )を求めて伸びフランジ性を評価した。
[0146] [表 14]
Figure imgf000050_0001
*M:マルテンサイト、ひ：フェライト、： T:オース亍ナイト
l0 90/L00Zd /lDd 09 S8..00/800Z OAV
Figure imgf000052_0001
*M:マルテンサイト、ひ：フェライト、 オーステナイト
[0148] 各試験鋼板の組織 (フェライト αの占積率、フェライト αの平均粒径、マルテンサイト Μの占積率、 Μの平均粒径)、および機械的特性（引張強度 TS、伸び EL、穴拡げ 率え）の測定結果を下記表 16、 17に示す。なお、機械的特性の評価については、 引張強度 (TS)が 590MPa以上、伸び (EL)が 10%以上、穴拡げ率（λ )が 80%以 上を優れた特性と評価し、 3特性のすべてにおいて優れたものを〇、 3特性中、 2特 性に優れたものを△、 3特性中、 1つの特性しか優れた特性を示さな力つたものを X とし、〇のみを合格とした。
[0149] [表 16]
Figure imgf000054_0001
Figure imgf000054_0002
*Μ:マルテンサイト、ひ：フェライト
Figure imgf000055_0001
*Μ:マメレテンサイ卜、ひ：フェライ卜
[0151] これらの結果力も次の様に考察することができる。まず、実験 No. 4, 5, 7, 8, 11,
12, 14, 15, 19〜32のものは、本発明で規定する要件をいずれも満足しているた め、 、ずれも優れた特性が得られて 、る。
[0152] これらに対し No. 1〜3, 6, 9, 10, 13, 16〜18, 33〜36のものは、ィ匕学成分糸且 成や製造条件の少なくともいずれかの要件が本発明で規定する範囲を外れているた め、以下の様に満足の 、く特性が得られて ヽな 、。
[0153] 実験 No. 1, 2のものでは、 Ti, Nb, V, Zr等が含有されていないため、素材鋼板（ 最終焼鈍前の鋼板）における旧 γ粒径が粗大化してしまい、希望する伸びおよび伸 びフランジ性が得られて 、な 、。
[0154] 実験 No. 3のものでは、 C含有量が本発明で規定する好ましい範囲に満たないの で、引張強度 TSが低くなつている。実験 No. 6のものでは、 C含有量が本発明で規 定する好ましい範囲よりも多過ぎるため、強度が必要以上に高くなつて延性が低下し
、伸び特性が悪くなつている。
[0155] 実験 No. 9のものでは、 Si含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多過ぎる ため延性が低下し、伸びおよび伸びフランジ性が悪くなつて 、る。
[0156] 実験 No. 10のものでは、 Mn含有量が本発明で規定する好ましい範囲に満たない ため、フェライトの占積率が増加し、引張強度および伸びフランジ性が悪くなつている
[0157] 実験 No. 13のものでは、 Mn含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多過 ぎるため延性が低下し、伸びおよび伸びフランジ性が悪くなつて 、る。
[0158] No. 16のものでは、 A1量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多過ぎるため鋼 材表面の疵が多くなり、傷材延性が低下し、伸びフランジ性が悪くなつている。
[0159] 実験 No. 17, 18のものでは、 Ti, Nb, V, Zr等の含有量が少ないため、微細化が 十分になされず、希望する伸びフランジ性が得られて 、な 、。
[0160] 実験 No. 33, 34のものでは、 Ti, Nb, V, Zr等の含有量が多過ぎるため、所定の 熱処理条件によっても粗大な炭化物が残存してしま！/ヽ、伸びおよび伸びフランジ性 が悪ィ匕している。
[0161] 実験 No. 35のものでは、最終焼鈍時の加熱温度が本発明で規定する範囲よりも 低過ぎるため、最終組織におけるフェライト占積率および平均粒径、マルテンサイト の占積率および平均粒径が本発明で規定する範囲を外れ、希望する引張強度およ び伸びフランジ性が得られて ヽな 、。
[0162] 実験 No. 36のものでは、最終焼鈍時の加熱温度が本発明で規定する範囲よりも 高過ぎるため、最終組織がマルテンサイトの単相組織となり、フェライト占積率、マル テンサイトの占積率および平均粒径が本発明で規定する範囲を外れ、希望する伸び および伸びフランジ性が得られて 、な 、。
[0163] 本発明を詳細に、また特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範 囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明 らかである。本出願は 2006年 7月 14日出願の日本特許出願 (特願 2006— 19405 6)、 2007年 5月 31曰出願の曰本特許出願（特願 2007— 144466)、 2007年 5月 3 1日出願の日本特許出願 (特願 2007— 144705)、 2007年 5月 31日出願の日本特 許出願 (特願 2007— 145987)に基づくものであり、その内容はここに参照として取り 込まれる。
産業上の利用可能性
[0164] 本発明にかかる高強度鋼板は優れた伸びおよび伸びフランジ性を兼備し、ひいて は優れたプレス成形性を有するものである。したがって、本発明にかかる高強度鋼板 は、プレス成形により加工され、自動車等の様々な工業製品、特に軽量ィ匕が必要な 工業製品に用いることができる。

Claims

請求の範囲
[1] 質量0 /0で、 C : 0. 05〜0. 3%、 Si: 3%以下（0%を含まなぃ。）、Mn: 0. 5〜3. 0 %、 A1: 0. 01-0. 1%を含み、残部が鉄および不可避的不純物力 構成される高 強度鋼板であって、金属組織の主体となるマルテンサイト相の占積率が 50%以上で あり、引張強度が 590MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。
[2] 前記金属組織の主体となる組織は焼戻しマルテンサイトである前記マルテンサイト 相と微細分散した焼鈍べイナイトであって、前記焼戻しマルテンサイトの占積率は 50 〜95%であり、前記焼鈍べイナイトの占積率は 5〜30%であり、且つ、前記焼戻しマ ルテンサイトの平均粒径が円相当直径で 10 m以下である請求項 1記載の高強度 鋼板。
[3] 前記金属組織の主体となるマルテンサイト相の占積率は 80%以上であって、その マルテンサイト相の平均粒径が円相当直径で 10 m以下であり、且つ、そのマルテ ンサイト相のうち粒径が円相当直径で 10 μ m以上のマルテンサイト相の占積率が 15 %以下であり、更には、前記金属組織中の残留オーステナイト相の占積率が 3%以 下である請求項 1記載の高強度鋼板。
[4] 前記マルテンサイト相は焼戻しマルテンサイト相であり、そのマルテンサイト相およ び前記残留オーステナイト相以外の金属組織として焼鈍マルテンサイト相を含み、そ の焼鈍マルテンサイト相の占積率は 3〜20%である請求項 3記載の高強度鋼板。
[5] 前記金属組織の主体となる組織は前記マルテンサイト相とフェライト相であって、前 記マルテンサイト相の占積率は 50〜95%であり、前記フェライト相の占積率は 5〜3 0%であり、且つ、前記マルテンサイト相の平均粒径が円相当直径で 10 m以下で ある請求項 1記載の高強度鋼板。
[6] 前記フ ライト相は焼鈍マルテンサイトである請求項 5記載の高強度鋼板。
[7] 更に、 Ti、 Nb、 V、 Zrから選択される元素を合計で 0. 01〜1質量％含む請求項 1 〜6の 、ずれか 1項に記載の高強度鋼板。
[8] 更に、 Niおよび/又は Cuを合計で 1質量％以下含む請求項 1〜7のいずれ力 1項 に記載の高強度鋼板。
[9] 更に、 Cr: 2質量％以下および Z又は Mo : 1質量％以下を含む請求項 1〜8のい ずれか 1項に記載の高強度鋼板。
[10] 更に、 Bを 0. 0001〜0. 005質量％含む請求項 1〜9のいずれ力 1項に記載の高 強度鋼板。
[11] 更に、 Caおよび Z又は REMを合計で 0. 003質量％以下含む請求項 1〜10のい ずれか 1項に記載の高強度鋼板。
[12] 請求項 2に記載の高強度鋼板の製造方法であって、全金属組織に占めるべィナイ トの占積率が 90%以上の鋼板を素材鋼板とし、 (Ac点— 100°C)以上、 Ac点以下
3 3 の温度で 0〜2400秒間（0秒を含む）、加熱保持した後、 10°CZ秒以上の平均冷却 速度でマルテンサイトの変態開始温度 Ms点以下まで冷却し、引き続き 300〜550°C の温度で 60〜 1200秒間、加熱保持する熱処理をすることを特徴とする高強度鋼板 の製造方法。
[13] 請求項 3又は 4に記載の高強度鋼板の製造方法であって、全金属組織に占めるマ ルテンサイト相および Z又は残留オーステナイト相の合計の占積率が 90%以上の鋼 板を素材鋼板とし、 (Ac点— 100°C)以上、 Ac点以下の温度で 30〜1200秒間、
3 3
加熱保持した後、 10°CZ秒以上の平均冷却速度でマルテンサイトの変態開始温度 Ms点以下まで冷却し、更に、 300〜500°Cの温度で 60〜1200秒間、加熱保持す る熱処理をすることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
[14] 請求項 5又は 6に記載の高強度鋼板の製造方法であって、全金属組織に占め占め るマルテンサイト相および Z又はべイナイト相の合計の占積率が 90%以上であると 共に、旧オーステナイト粒径が円相当直径で 20 m以下である鋼板を素材鋼板とし 、 (Ac点— 100°C)以上、 Ac点以下の温度で 1〜2400秒間、加熱保持した後、 10
3 3
°CZ秒以上の平均冷却速度でマルテンサイトの変態開始温度 Ms点以下まで冷却し 、引き続き 300〜550°Cの温度で 60〜1200秒間、加熱保持する熱処理をすること を特徴とする高強度鋼板の製造方法。
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