JP6338024B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車外板、構造骨格材、その他あらゆる機械構造部品を製造するために最適な、加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。そのため、車体材料の高強度化による車体部品の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。

一般に、鋼板の高強度化を図るためには、鋼板の組織全体に対してマルテンサイトやべイナイトなどの硬質相の割合を増加させる必要がある。しかしながら、硬質相の割合を増加させることによる鋼板の高強度化は加工性の低下を招くことから、高強度と優れた加工性を併せ持つ鋼板の開発が望まれている。これまでに、フェライトとマルテンサイトの二相を有するＤＰ鋼板や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼板など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。

複合組織鋼板において硬質相の割合を増加させた場合、鋼板の加工性は硬質相の加工性の影響を強く受けるようになる。これは、硬質相の割合が少なく軟質なポリゴナルフェライトが多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能が鋼板の加工性に対して支配的であり、硬質相の加工性が十分でない場合においても延性等の加工性は確保されたのに対し、硬質相の割合が多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能ではなく硬質相の変形能自体が鋼板の加工性に直接影響するようになるからである。

このため、冷延鋼板の場合には、焼鈍およびその後の冷却過程で生成するポリゴナルフェライトの量を調整した後、鋼板を水焼入れしてマルテンサイトを生成させ、再び鋼板を昇温して高温保持することにより、マルテンサイトを焼戻しして、硬質相であるマルテンサイト中に炭化物を生成させて、マルテンサイトの加工性を向上させてきた。しかしながら、通常、このような水焼入れを施す連続焼鈍水焼入れ設備の場合には、焼入れ後の温度は必然的に水温近傍となるため、未変態オーステナイトのほとんどがマルテンサイト変態することから、残留オーステナイトやその他の低温変態組織の活用は困難であった。そのため、硬質組織の加工性の向上はあくまでマルテンサイトの焼戻しによる効果に限られ、結果的に鋼板の加工性の向上も限られたものになっていた。

従来、残留オーステナイトを含む複合組織鋼板に関して、例えば特許文献１には、所定の合金成分を規定し、鋼板組織を、残留オーステナイトを有する微細で均一なベイナイトとすることにより、曲げ加工性および衝撃特性に優れる高張力鋼板が開示されている。また、例えば特許文献２には、所定の合金成分を規定し、鋼板組織を、残留オーステナイトを有するベイナイト、または、さらにフェライトとし、かつベイナイト中の残留オーステナイト量を規定することにより、焼付硬化性に優れた複合組織鋼板が開示されている。更に、例えば特許文献３には、所定の合金成分を規定し、鋼板組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトを面積率で90％以上、ベイナイト中の残留オーステナイト量を1％以上15％以下とし、かつベイナイトの硬度（HV）を規定することにより、耐衝撃性に優れた複合組織鋼板が開示されている。

特開平４−２３５２５３号公報 特開２００４−７６１１４号公報 特開平１１−２５６２７３号公報

しかしながら、特許文献１に記載される成分組成では、鋼板に歪みを付与した際に、高歪域でTRIP効果を発現する安定した残留オーステナイトの量を確保することが困難であり、曲げ性は得られるものの、塑性不安定が生じるまでの延性が低く、張り出し性に劣るという問題があった。また、特許文献２に記載される鋼板では、焼付硬化性は得られるものの、ベイナイト、または、さらにフェライトを主体として含み、マルテンサイトを極力抑制した組織であるため、1180MPa超の引張強さ（TS）とすることはもとより、高強度化時における加工性を確保することも困難であるという問題があった。さらに、特許文献３に記載の鋼板では、耐衝撃性を向上させることを主目的としており、硬さがHV250以下のベイナイトを主相とし、具体的にはこれを90％超で含む組織であるため、引張強さ（TS）を1180MPa超とすることは極めて困難であるという問題があった。

一方、プレス加工により成形される自動車部品のうち、例えば自動車衝突時に変形を抑制するドアインパクトビームやバンパーレインフォースなど、特に強度が要求される部品の素材として用いられる鋼板には1180MPa以上、そして今後更に1320MPa以上の引張強さ（TS）が要求される。また、比較的形状が複雑な構造部品であるメンバー類やセンターピラーインナーなどの構造部品には、980MPa以上、そして今後更に1180MPa以上の引張強さ（TS）が望まれる。

本発明はかかる事情に鑑み、引張強さ（TS）が1320MPa以上で、しかも加工性に優れる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。

上記課題を解決すべく、鋼板の成分組成およびミクロ組織について鋭意検討を重ねた。その結果、マルテンサイト及び下部ベイナイト組織を活用して鋼板の高強度化を図るとともに、鋼板中のC含有量を0.20％以上と多くし、オーステナイト単相域で焼鈍した鋼板を急冷してオーステナイトを一部マルテンサイト変態させた後、マルテンサイトの焼戻しと下部ベイナイト変態及び残留オーステナイトの安定化を図ることによって、加工性、とりわけ強度と延性及び強度と伸びフランジ性のバランスに著しく優れ、しかも引張強さが1320MPa以上の高強度鋼板が得られることを見出した。

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］成分組成は、質量％で、C：0.20％以上0.40％以下、Si：0.5％以上2.5％以下、Mn：2.4％超え5.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上0.5％以下、およびN：0.010％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織は、鋼板組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが40％以上85％未満、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトが5％以上40％未満、残留オーステナイトが10％以上30％以下、ポリゴナルフェライトが10％以下（0％を含む）であり、引張強さが1320MPa以上、引張強さ×全伸びが18000MPa・％以上、引張強さ×穴拡げ率が40000MPa・％以上である高強度鋼板。
［２］さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が2.0μm以下である［１］に記載の高強度鋼板。
［３］さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイト中のC量の平均が0.60質量％以上である［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成に加えて、質量％で、V：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Cu：2.0％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する［１］〜［３］のいずれか１つに記載の高強度鋼板。
［５］前記成分組成に加えて、質量％で、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有する［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板。
［６］前記成分組成に加えて、質量％で、B：0.0050％以下を含有する［１］〜［５］のいずれか１つに記載の高強度鋼板。
［７］［１］、［４］〜［６］のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を行い、次いで、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍をした後、Ms点-100℃以上Ms点未満の第１温度域まで平均冷却速度3℃/秒以上で冷却し、次いで、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第２温度域に昇温し、該第２温度域に15秒以上1000秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。
［８］前記熱間圧延では、粗圧延の１パス目の圧下率を10％以上15％以下の範囲とする粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延の１パス目の圧下率を10％以上15％以下の範囲とする仕上げ圧延を行う［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。

なお、本発明において、高強度鋼板とは、引張強さ（TS）が1320MPa以上の鋼板であり、冷延鋼板、めっき処理、合金化めっき処理など表面処理を冷延鋼板に施した鋼板を含むものである。また、本発明において、加工性に優れたとは、引張強さ（TS）と全伸び（T.EL）の積の値（TS×T.EL）が18000MPa・％以上、引張強さ（TS）と穴拡げ率（λ）の積の値（TS×λ）が40000MPa・％以上であることを意味する。更に詳細に言えば、引張強さ（TS）が1320MPa以上1470MPa未満の範囲において、λ≧32％かつT.EL≧16％であり、引張強さ（TS）が1470MPa以上において、λ≧25％かつT.EL≧15％であることを意味する。

本発明によれば、加工性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板は、TS：1320MPa以上で、さらに、TS×T.EL：18000MPa・％以上、TS×λ：40000MPa・％以上と延性および伸びフランジ性に優れるため、自動車の構造部材等の使途に好適に用いることができ、工業上有効な効果がもたらされる。

図１（Ａ）は上部ベイナイトを説明する一部拡大略図であり、図１（Ｂ）は下部ベイナイトを説明する一部拡大略図である。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、本発明の高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。

C：0.20％以上0.40％以下
Cは鋼板の高強度化および安定した残留オーステナイト量を確保するのに必要不可欠な元素である。また、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。C含有量が0.20％未満では、鋼板の強度と加工性を確保することが難しい。従って、C含有量は0.20％以上とする。好ましくは0.25％以上であり、さらに好ましくは0.30％以上である。一方、C含有量が0.40％を超えると、部材として加工した際の溶接部および溶接熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。従って、C含有量は0.40％以下とする。好ましくは0.36％以下である。

Si：0.5％以上2.5％以下
Siは、固溶強化により鋼の強度向上と炭化物生成の抑制に寄与する有用な元素である。そのため、Siは0.5％以上含有させる。しかしながら、Si含有量が2.5％を超えると赤スケール等の発生による表面性状の劣化や化成処理性の劣化を引き起こす場合があるため、Si含有量は2.5％以下とする。従って、Si含有量は0.5％以上2.5％以下とする。

Mn：2.4％超え5.0％以下
Mnは、鋼の強化やオーステナイトの安定化に有効であり、本発明において重要な元素である。Mnが2.4％以下の場合には、焼鈍後の冷却速度が3℃/s以上であってもフェライトが10％を超えて生成することがあるため、1320MPa以上の強度確保が難しくなる。そのため、Mnは2.4％超えとする。好ましくは3.0％以上である。しかしながら、Mn含有量が5.0％を超えると鋳造性の劣化やベイナイト変態の抑制などを引き起こす。そのため、Mn含有量は5.0％以下とする必要がある。従って、Mn含有量は5.0％以下とする。好ましくは4.5％以下である。

P：0.1％以下
Pは、鋼の強化に有用な元素である。しかしながら、P含有量が0.1％を超えると、粒界偏析により脆化して耐衝撃性が劣化する。また、鋼板に合金化溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、P含有量は0.1％以下とする。好ましくは0.05％以下である。なお、P含有量は、低減することが好ましいが、0.005％未満とするには大幅なコスト増加を招くため、その下限は0.005％が好ましい。

S：0.01％以下
Sは、MnSなどの介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、極力低減することが好ましい。従って、S含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.005％以下であり、より好ましくは0.001％以下である。なお、S含有量を0.0005％未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの観点からはその下限は0.0005％が好ましい。

Al：0.01％以上0.5％以下
Alは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素である。この効果を得るためには、Alは、0.01％以上の含有が必要である。一方、Al含有量が0.5％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。従って、Al含有量は0.01％以上0.5％以下とする。

N：0.010％以下
Nは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。N含有量が0.010％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、N含有量は0.010％以下とする。なお、Nを0.001％未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの観点からは、その下限は0.001％が好ましい。

残部は鉄（Fe）および不可避的不純物である。

以上の必須含有元素で、本発明の鋼板は目的とする特性が得られるが、上記の必須含有元素に加えて、必要に応じて下記の元素を添加することができる。

V：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Cu：2.0％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
V、Mo、Cuは、V：1.0％、Mo：0.5％、Cu：2.0％を、それぞれ超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得ることができなくなる。従って、V、Mo、Cuを含有させる場合には、V、Mo、Cuの１種または２種以上を、それぞれV：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Cu：2.0％以下とする。なお、V、Mo、Cuは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。このような作用を得るためには、V、Mo、Cuの１種または２種以上を、それぞれＶ：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Cu:0.05％以上含有することが好ましい。

Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下のうちから選ばれる１種または２種
Ti、Nbは、それぞれの含有量が0.1％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、Ti、Nbを含有させる場合は、それぞれTi：0.1％以下、Nb：0.1％以下とする。なお、Ti、Nbは、鋼の析出強化に有用であり、その効果を得るためには、Ti、Nbの１種または２種を、それぞれ0.01％以上含有することが好ましい。

B：0.0050％以下
Bは、B含有量が0.0050％を超えると加工性が低下する。従って、Bを含有させる場合は、0.0050％以下とする。なお、Bは、オーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果を得るためには、Bを0.0003％以上含有することが好ましい。

次に、本発明の高強度鋼板の重要な要件である組織等について説明する。なお、以下の面積率は、鋼板組織全体に対する面積率とする。

下部ベイナイトの面積率：40％以上85％未満
ベイナイト変態によるベイニティックフェライトの生成は、未変態オーステナイト中のＣを濃化させ、加工時に高歪域でＴＲＩＰ効果を発現して歪分解能を高める残留オーステナイトを得るために必要である。オーステナイトからベイナイトへの変態は、およそ１５０〜５５０℃の広い温度範囲にわたって起こり、この温度範囲内で生成するベイナイトには種々のものが存在する。従来は、このような種々のベイナイトを単にベイナイトと規定する場合が多かったが、本発明で目標とする引張強さと加工性を得るためには、ベイナイト組織を明確に規定する必要がある。そこで、本発明では、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを次のように定義する。以下、図１を参照しながら説明する。

図１（Ａ）を参照して、上部ベイナイトとは、ラス状のベイニティックフェライトであり、ラス状のベイニティックフェライト中には同一方向に成長した炭化物が存在せず、ラス間に炭化物が存在するものをいう。また、図１（Ｂ）を参照して、下部ベイナイトとは、ラス状のベイニティックフェライトであり、ラス状のベイニティックフェライト中には同一方向に成長した炭化物が存在するものをいう。すなわち、上部ベイナイトと下部ベイナイトは、ベイニティックフェライト中における同一方向に成長した炭化物の有無によって区別することができる。このようなベイニティックフェライト中における炭化物の生成状態の差は、鋼板の強度に大きな影響を与える。ベイニティックフェライト中に炭化物を有しない上部ベイナイトは、下部ベイナイトに比べて軟質である。従って、本発明で目標とする引張強さを得るためには、下部ベイナイトの面積率を40％以上とすることが必要である。一方、下部ベイナイトの面積率が85％以上では、本発明で目標とする加工性を得るために十分な残留オーステナイトを得ることができなくなるため、85％未満とする。従って、下部ベイナイトの面積率は、40％以上85％未満とする。より好ましくは50％以上である。より好ましくは80％未満である。

焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率：5％以上40％未満
マルテンサイトは硬質相であり、鋼板の強度を上昇させる。また、ベイナイト変態以前にマルテンサイトを生成することにより、ベイナイト変態を促進する。そのため、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率が5％未満では、ベイナイト変態を十分に促進させることができず、前述の下部ベイナイト面積率を達成できない。一方、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率が40％以上では、ベイナイト組織が減少し安定した残留オーステナイト量が確保できないため、延性等の加工性が低下することが問題となる。従って、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率は、5％以上40％未満とする。好ましくは10％以上である。好ましくは30％以下である。

なお、マルテンサイトは前述の下部ベイナイトと明確に区別される必要があり、マルテンサイトは組織観察によって判別することができる。具体的には、焼戻しされていない焼入ままのマルテンサイトは組織中に炭化物が存在しないのに対し、焼戻しマルテンサイトは組織中にランダムな複数の成長方向を持つ炭化物が存在する。下部ベイナイトは前述のようにラス状のベイニティックフェライト中に同一方向に成長した炭化物が存在する。なお、組織の面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

全マルテンサイトのうち、焼戻しマルテンサイトの割合：80％以上（好適条件）
焼戻しマルテンサイトの割合が、全マルテンサイトの面積の80％未満の場合、引張強さは1320MPa以上となるものの、十分な延性が得られない場合がある。これは、高Cを含有する焼入れままのマルテンサイトが極めて硬質で変形能が低く、靭性に劣るため、その量が多くなると歪付与時に脆性的に破壊し、結果的に優れた延性及び伸びフランジ性を得られなくなるからである。このような焼入れままのマルテンサイトは、焼戻すことにより、強度は若干低下するもののマルテンサイト自体の変形能は大幅に改善されるため、歪付与時における脆性的な破壊は生じない。よって、本発明の組織構成によれば、TS×T.ELを18000MPa・％以上、TS×λを40000MPa・％以上を実現できる。また、焼戻しマルテンサイトの割合が全マルテンサイト面積80％以上であれば降伏強さが1000ＭＰa以上確保することが容易となる。従って、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの割合は、鋼板中に存在する全マルテンサイト面積の80％以上が好ましい。さらに好ましくは、全マルテンサイト面積の90％以上である。なお、焼戻しマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡（SEM）での観察などによりマルテンサイト中に微細な炭化物が析出した組織として観察されるので、マルテンサイト内部にこのような炭化物が認められない焼入れままのマルテンサイトとは明瞭に区別することができる。組織の面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

残留オーステナイト量の面積率：10％以上30％以下
残留オーステナイトは、加工時にＴＲＩＰ効果によりマルテンサイト変態し、高Cを含有する硬質なマルテンサイトにより高強度化を進めると同時に歪分散能を高めることにより延性を向上させる。

本発明の鋼板では、一部をマルテンサイト変態させた後に、例えば炭化物の生成を抑制した下部ベイナイト変態などを活用して、特に、炭素濃化量を高めた残留オーステナイトを形成する。その結果、加工時に高歪域でもＴＲＩＰ効果を発現できる残留オーステナイトを得ることができる。

残留オーステナイト量が10％未満の場合、十分なTRIP効果が得られない。一方、30％を超えると、TRIP効果発現後に生じる硬質なマルテンサイトの量が過大となり、靭性や伸びフランジ性の劣化などが問題となる。従って、残留オーステナイトの量は、10％以上30％以下とする。好ましくは14％以上である。さらに好ましくは、18％以上である。好ましくは25％以下である。さらに好ましくは、22％以下である。

このような残留オーステナイト、下部ベイナイト及びマルテンサイトを併存させて活用することにより、引張強さ（TS）が1320MPa以上の高強度領域でも良好な加工性が得られる。良好な加工性とは、具体的には、TS×T.ELの値を18000MPa・％以上、TS×λの値を40000MPa・％であり、強度と加工性のバランスに極めて優れた鋼板を得ることができる。

ここで、残留オーステナイトは、マルテンサイトや下部ベイナイトに囲まれた状態で分布するため、組織観察によりその量（面積率）を正確に定量することは難しい。しかし、従来から行われている残留オーステナイト量を測定する手法であるX線回折（XRD）による強度測定、具体的にはフェライトとオーステナイトのＸ線回折強度比から求められる。なお、残留オーステナイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて求めることができる。本発明では、残留オーステナイト量が10％以上であれば、十分なTRIP効果を得ることができ、TSが1320MPa以上で、TS×T.ELが18000MPa・％以上、かつ、TS×λが40000MPa・％以上を達成できることが確認されている。

ポリゴナルフェライトの面積率：10％以下（0％を含む）
ポリゴナルフェライトの面積率が10％を超えると、引張強さ1320MPa以上を満足することが困難になる。これと同時に、加工時に硬質相内に混在した軟質なポリゴナルフェライトに歪が集中することにより加工時に容易に亀裂が発生し、結果として所望の加工性を得られない。ここで、ポリゴナルフェライトの面積率が10％以下であれば、ポリゴナルフェライトが存在しても硬質相中に少量のポリゴナルフェライトが孤立分散した状態となり、歪の集中を抑制することができ、加工性の劣化を避けることができる。また、ポリゴナルフェライトが10％を超えて存在すると降伏強さが1000MPa以下に低下してしまい、自動車部品に適用された場合の部品強度が不十分となる。従って、ポリゴナルフェライトの面積率は10％以下とする。好ましくは5％以下、さらに好ましくは3％以下であり、0％であってもよい。なお、ポリゴナルフェライトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

残留オーステナイト中のC量の平均：0.60質量％以上（好適条件）
ＴＲＩＰ効果を活用して優れた加工性を得るためには、引張強さが1320MPa以上の高強度鋼板においては、残留オーステナイト中のC量が重要である。本発明の鋼板においては、従来行われている残留オーステナイト中の平均C量（残留オーステナイト中のC量の平均）を測定する方法であるＸ線回折（XRD）での回折ピークのシフト量から求める残留オーステナイト中の平均C量が0.60質量％以上であれば、より一層優れた加工性が得られる。残留オーステナイト中の平均C量が0.60質量％未満の場合、加工時において低歪域でマルテンサイト変態が生じてしまい、加工性を向上させる高歪域でのＴＲＩＰ効果を十分に得られない場合がある。従って、残留オーステナイト中の平均C量は0.60質量％以上が好ましい。さらに好ましくは、0.70質量％以上である。一方、残留オーステナイト中の平均C量が2.00質量％を超えると、残留オーステナイトが過剰に安定となり、加工中にマルテンサイト変態が生じず、ＴＲＩＰ効果が発現しないことにより、延性の低下が懸念される。従って、残留オーステナイト中の平均Ｃ量は2.00質量％以下とすることが好ましい。

残留オーステナイトの平均結晶粒径：2.0μｍ以下（好適条件）
残留オーステナイトの結晶粒径が粗大になると、加工時においてこの大きな残留オーステナイトの変態部分が亀裂の起点となり、伸びフランジ性を劣化させてしまう場合がある。従って、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、2.0μｍ以下が好ましい。より好ましくは1.8μｍ以下とする。なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を行い、次いで、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍をした後、Ms点-100℃以上Ms点未満の第１温度域まで平均冷却速度3℃/s以上で冷却し、次いで、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第２温度域に昇温し、該第２温度域に15秒以上1000秒以下保持することができる。

以下、詳細に説明する。

本発明において、好適成分組成に調整した鋼片を製造後、熱間圧延し、ついで冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
本発明において、これらの処理に特に制限はなく、常法に従って行えば良いが、好適な製造条件は次のとおりである。鋼片を、1000℃以上1300℃以下の温度域に加熱した後、粗圧延の１パス目の圧下率を10％以上15％以下の範囲とする粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延の１パス目の圧下率を10％以上15％以下の範囲とし、仕上圧延終了温度を870℃以上950℃以下の温度域とする仕上圧延を行い熱間圧延を終了し、得られた熱延鋼板を350℃以上720℃以下の温度域で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、40％以上90％以下の範囲の圧下率で冷間圧延を行い板厚0.5mm以上5.0mm以下の冷延鋼板とする。

熱間圧延における、粗圧延の１パス目の圧下率を10％以上15％以下の範囲とし、かつ仕上げ圧延の１パス目の圧下率を10％以上15％以下の範囲とすることにより、Ｍｎの表層偏析を緩和することが可能となる。なお、粗圧延の１パス目の圧下率が10％未満の場合には、Ｍｎ偏析が低減せず鋼板の成形性が劣化する。10％以上とすることでＭｎ偏析低減に一定の効果が得られるが、15％を超える場合には圧延負荷が大きくなるため、上限は15％以下とする。より好ましくは粗圧延の１パス目の圧下率を12％以上15％以下の範囲とする。また、仕上げ圧延粗の１パス目の圧下率が10％未満の場合には、Ｍｎ偏析が低減せず鋼板の成形性が劣化する。10％以上とすることでＭｎ偏析低減に一定の効果が得られるが、15％を超える場合には圧延負荷が大きくなるため、上限は15％以下とする。より好ましくは仕上げ圧延の１パス目の圧下率を12％以上15％以下の範囲とする。

なお、本発明では、鋼板を通常の製鋼、鋳造、熱間圧延、酸洗および冷間圧延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば、薄スラブ鋳造やストリップ鋳造などにより熱間圧延工程の一部または全部を省略して製造しても良い。

得られた冷延鋼板に、以下の熱処理（焼鈍）を行う。

オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍を行う。
本発明の鋼板は、マルテンサイト、下部ベイナイトなど、未変態オーステナイトから変態させて得る低温変態相を主相とするものであり、ポリゴナルフェライトは極力少ない方が好ましい。このためオーステナイト単相域での焼鈍が必要である。焼鈍温度に関しては、オーステナイト単相域であれば特に制限はないが、焼鈍温度が1000℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる各相の粗大化を引き起こし、靭性などを劣化させる。従って、焼鈍温度は、オーステナイト変態完了温度：Ac3点（℃）以上とする必要があり、1000℃以下とすることが好ましい。

ここで、Ac3点は、次式によって算出することができる。なお、[X％]は鋼板の成分元素Xの質量％とし、含有しない場合は０とする。
Ac3点(℃) = 910-203×[C%]^1/2+44.7×[Si%]-30×[Mn%]+700×[P%]+400×[Al%]
-20×[Cu%]+31.5×[Mo%]+104×[V%]+400×[Ti%]
また、焼鈍時間が15秒未満の場合には、オーステナイトへの逆変態が十分に進まない場合や、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合がある。一方、焼鈍時間が1000秒を超えると、多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招く。従って、焼鈍時間は15秒以上1000秒以下とする。好ましくは、60秒以上である。好ましくは、500秒以下である。

焼鈍後の冷延鋼板は、Ms点-100℃以上Ms点未満の第１温度域まで、平均冷却速度を3℃/秒以上に制御して冷却する。
この冷却は、Ms点：マルテンサイト変態開始温度、未満まで冷却することによりオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるものである。第１温度域の下限がMs点−100℃未満では、この時点で未変態オーステナイトがマルテンサイト化する量が過大となり、優れた強度と加工性の両立ができない。一方、第１温度域の上限がMs点以上になると、適正なマルテンサイト量が確保できなくなる。従って、第１温度域の範囲は、Ms点-100℃以上Ms点未満とする。好ましくはMs点-80℃以上である。更に好ましくはMs点-50℃以上である。

また、平均冷却速度が３℃/秒未満の場合、ポリゴナルフェライトの過剰な生成、成長や、パーライト、上部ベイナイト等の析出が生じ、所望の鋼板組織を得られない。従って、焼鈍温度から第１温度域までの平均冷却速度は、３℃/秒以上とする。好ましくは５℃/秒以上、さらに好ましくは８℃/秒以上である。なお、平均冷却速度の上限は、冷却停止温度にバラツキが生じない限り特に限定されないが、１００℃/秒以下が好ましい。

ここで、上述したMs点は、フォーマスタ試験などによる冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することが好ましいが、例えば次式に示すような近似式によって求めることもできる。Ms点は、経験的に求められる近似値である。なお、フォーマスタ試験などによる実測値と近似式による計算値のうち、一番低い方を採用する。
Ms点(℃) =565-31×[Mn%]-13×[Si%]-12×[Mo%]-600×(1-exp(-0.96×[C%]))
ただし、[Ｘ%]は鋼板の成分元素Xの質量％とし、含有しない場合は０とする。

第１温度域まで冷却された鋼板は、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第２温度域まで昇温（加熱）し、第２温度域で15秒以上1000秒以下の時間保持する。
第２温度域では、焼鈍温度から第１温度域までの冷却により生成したマルテンサイトの焼戻しと、未変態オーステナイトを下部ベイナイトに変態させ、固溶Cをオーステナイト中に濃化させることなどにより、オーステナイトの安定化を進める。本発明鋼は、Mn含有量が2.4％超え5.0％以下と多いために、下部ベイナイト変態の適正温度範囲が低温化しており、第２温度域は300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下とする必要がある。第２温度域の上限が、Bs点-50℃以下または400℃以下のうち、いずれか低い温度を超える場合は、下部ベイナイトではなく上部ベイナイトを生成したり、ベイナイト変態そのものを抑制したりする。一方、第２温度域の下限が300℃未満の場合は、固溶Cの拡散速度が著しく低下し、下部ベイナイトは生成せずオーステナイト中へのC濃化量が少なくなるため、必要な残留オーステナイト中のC濃度を得られない。従って、第２温度域の範囲は、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下とする。好ましくは、320℃以上である。好ましくは、Bs点-50℃以下かつ380℃以下である。なお、第１温度域は、第２温度域より低い温度である。

また、第２温度域での保持時間が15秒未満の場合は、マルテンサイトの焼戻しや下部ベイナイト変態が不十分となり、所望の鋼板組織とすることができない。その結果、得られる鋼板の加工性を十分に確保することができない場合がある。よって、この第２温度域での保持時間の下限は、15秒とする必要がある。一方、第２温度域での保持時間の上限は、第１温度域で生成したマルテンサイトによるベイナイト変態促進効果により、1000秒あれば十分である。通常、Ｃ、Mnなどの合金成分が多くなる場合には、ベイナイト変態は遅延する。しかし、本発明ではマルテンサイトと未変態オーステナイトが共存するため、ベイナイト変態速度が著しく速くなる。本発明では、この作用をベイナイト変態促進効果に利用する。なお、第２温度域での保持時間が1000秒を超える場合は、鋼板の最終組織において、未変態オーステナイトから炭化物が析出してC濃化した安定な残留オーステナイトを得られない。その結果、所望の強度と延性またはその両方が得られない場合がある。従って、第２温度域での保持時間は、15秒以上1000秒以下とする。好ましくは、100秒以上である。好ましくは、700秒以下である。

ここで、上述のBs点はベイナイト変態開始温度である。Bs点は、フォーマスタ試験などによる冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することが好ましいが、例えば次式に示すような近似式によって求めることもできる。Bs点は、経験的に求められる近似値である。
Bs点(℃)=830-270×[C%]-90×[Mn%]-83×[Mo%]
ただし、[Ｘ%]は鋼板の成分元素Xの質量％とし、含有しない場合は０とする。

なお、本発明における一連の熱処理では、上述した所定の温度範囲内であれば、保持温度は一定である必要はなく、所定の温度範囲内で変動しても本発明の趣旨を損なわない。冷却速度についても同様である。また、熱履歴さえ満足すれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されても構わない。さらに、熱処理後に、形状矯正のために鋼板の表面に調質圧延を施すことも本発明の範囲に含まれる。さらにまた、めっき処理、合金化めっき処理など表面処理を冷延鋼板に施すことも本発明の範囲に含まれる。

表１に示す成分組成の鋼を溶製して得た鋼片を、1250℃に加熱し、表２に示す粗圧延の１パス目の圧延率（圧下率）で粗圧延を行い、次いで、表２に示す仕上げ圧延の１パス目の圧延率（圧下率）、仕上圧延終了温度を870℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を550℃で巻き取り、次いで熱延鋼板を酸洗後、60％の圧延率（圧下率）で冷間圧延し、板厚：1.2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表２に示す条件で熱処理を施した。なお、表２中の冷却停止温度：T1とは、第一温度域における、鋼板の冷却を停止する温度である。熱処理後、得られた鋼板に圧延率（伸び率）0.3％の調質圧延を施した。

以上により得られた鋼板の各特性を以下の方法で評価した。

組織の面積率
各鋼板から圧延方向に平行な断面の板厚中心部を切り出し研磨して、ナイタール腐食後、板幅方向に平行な法線を有する面を走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて3000倍で10視野組織観察して、各組織の面積率を測定し、各結晶粒の組織構造を同定した。組織の面積率は、画像解析により下部ベイナイト、ポリゴナルフェライト、マルテンサイト等に分離し、観察視野面積に対する各組織が占める面積の割合を面積率として求めた。

残留オーステナイト量
残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の1/4まで研削・研磨し、X線回折強度測定により求めた。入射X線にはCo-Kαを用い、フェライトの(200)、(211)、(220)各面の回折強度に対するオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度比から残留オーステナイト量を計算した。なお、ここで求めた残留オーステナイト量を、残留オーステナイト面積率として表３に示す。

残留オーステナイト中のC量の平均
残留オーステナイト中のC量の平均は、Ｘ線回折強度測定でのオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度ピークから格子定数を求め、次の計算式から残留オーステナイト中のC量の平均（質量％）を求めた。
a0 = 0.3580+0.0033×[C%]+0.00095×[Mn%]+0.0056×[Al%]+0.022×[N%]
ただし、a0：格子定数（nm）、[X%]：元素Xの質量％とし、含有しない場合は０とする。なお、C以外の元素の質量％は、鋼板全体に対する質量％とした。

残留オーステナイトの平均結晶粒径
残留オーステナイトの平均結晶粒径は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で１０個の残留オーステナイトを観察し、得られた組織画像に対してＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、各々の面積を求め、円相当径を算出し、それらの値を平均して、残留オーステナイトの平均結晶粒径を求めた。

機械特性
引張試験は、鋼板の板幅方向を長手方向としたJIS 5号試験片（JIS Z 2201）を用いて、JIS Z 2241に準拠して行った。TS（引張強さ）、T.EL（全伸び）を測定し、引張強さと全伸びの積（TS×T.EL）を算出して、強度と加工性（延性）のバランスを評価した。なお、本発明では、TS≧1320（MPa）の場合を良好とし、また、TS×T.EL≧18000（MPa・％）の場合を良好とした。

さらに100mm×100mmの試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準拠して行った。初期直径ｄ0＝10mmの穴を打抜き、頂角：60°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚を貫通したところでポンチの上昇を停止して、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、次式
穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ0）/ｄ0）× 100
で算出した。同一番号の鋼板について３回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ％）を求めて、伸びフランジ性を評価した。
引張強さと穴拡げ率の積（TS×λ）を算出して、強度と加工性（伸びフランジ性）のバランスを評価した。なお、本発明では、TS×λ≧40000（MPa・％）の場合を良好とした。 以上の評価結果を表３に示す。

表３から明らかなように、本発明例では、いずれも、TSが1320MPa以上で、かつTS×T.ELの値が18000MPa・％以上、TS×λの値が40000MPa・％以上であって、TS：1320MPa以上1470MPa未満の範囲においては、λ≧32％かつT.EL≧16％であり、TS：1470MPa以上においては、λ≧25％かつT.EL≧15％であり、高強度と優れた加工性を兼ね備えた鋼板を得られていることがわかる。

Claims (7)

1. 成分組成は、質量％で、
   C：0.20％以上0.40％以下、
   Si：0.5％以上2.5％以下、
   Mn：2.4％超え5.0％以下、
   P：0.1％以下、
   S：0.01％以下、
   Al：0.01％以上0.5％以下、
   およびN：0.010％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
   鋼板組織は、鋼板組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが40％以上85％未満、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトが5％以上40％未満、残留オーステナイトが10％以上30％以下、ポリゴナルフェライトが10％以下（0％を含む）であり、
   引張強さが1320MPa以上、引張強さ×全伸びが18000MPa・％以上、引張強さ×穴拡げ率が40000MPa・％以上である高強度鋼板。
2. さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が2.0μm以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
3. さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイト中のC量の平均が0.60質量％以上である請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 前記成分組成に加えて、質量％で、
   V：1.0％以下、
   Mo：0.5％以下、
   Cu：2.0％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
5. 前記成分組成に加えて、質量％で、
   Ti：0.1％以下、
   Nb：0.1％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
6. 前記成分組成に加えて、質量％で、B：0.0050％以下を含有する請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
7. 請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を行い、
   次いで、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍をした後、Ms点-100℃以上Ms点未満の第１温度域まで平均冷却速度3℃/秒以上で冷却し、
   次いで、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第２温度域に昇温し、該第２温度域に15秒以上1000秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。

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