JP7680700B2 - 鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車部品等が主たる用途の、成形性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の鋼板に関する。
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して、安全性を確保しながら自動車車体を軽量化する試みが進められている。しかし、一般に、鋼板の強度を高めると、成形性は低下する。高強度鋼板において、強度と成形性とを両立させることは困難である。
また、自動車部材には穴などの応力集中部が存在する。自動車部材用の鋼板をプレス加工する際に、応力集中部において破断が生じやすい。そのため、応力集中部に高い変形能を付与できる鋼板が産業界から切望されている。しかしながら、応力集中部における変形能もまた、鋼板の強度が高いほど低下する傾向にある。
これらの課題を解決するために、いくつかの手段が提案されている。
例えば、特許文献１には、鋼板の金属組織を、軟質組織であるフェライトと、硬質組織であるマルテンサイトの複合組織とすることで、強度と伸び性を両立させることが開示されている。しかし、特許文献１の鋼板の金属組織は、軟質組織と硬質組織の組合せであるため、両組織間の硬度差が大きい。組織間の硬度差が大きい場合、組織間の界面でボイドが生じやすくなり、穴広げ性が損なわれるおそれがある。そのため、特許文献１に記載の鋼板は、穴広げ性の向上が求められる。
特許文献２には、鋼板の金属組織を、フェライトとマルテンサイトの中間の硬さを持つ上部ベイナイト又は下部ベイナイトの単一組織とすることで、組織間の硬度差を低減し、強度と穴広げ性を高めることが開示されている。しかし、上部ベイナイト又は下部ベイナイトは、転位を多く含むベイニティックフェライトと、硬質なセメンタイトから構成される組織であるので、特許文献２の鋼板は、伸び性の向上が求められる。
特許文献３には、鋼板の金属組織を、フェライト、上部ベイナイト又は下部ベイナイト、及び、マルテンサイトから構成することにより、組織間の硬度差を低減し、強度と穴広げ性を確保しつつ、伸び性の劣化を抑制することが開示されている。しかし、上部ベイナイト又は下部ベイナイトは、転位を多く含むベイニティックフェライトと、硬質なセメンタイトから構成されるため、特許文献３の鋼板は、伸び性の向上が求められる。
特許文献４には、硬質なマルテンサイト、軟質なフェライト、及びマルテンサイトとフェライトの中間の硬さを有するグラニュラーベイナイトを有する金属組織とすることで、組織間の硬度差を低減し、高い強度、伸び、穴広げ性が得られることが開示されている。特許文献５には、所定の化学組成を有し、面積分率で、フェライト：３０％～５０％、グラニュラーベイナイト：５％～２０％、マルテンサイト：３０％～５５％、ベイナイト：３５％未満、かつ残留オーステナイト及びパーライト：合計で１０％以下、で表される金属組織を有する鋼板が開示されている。しかし本発明者らが知見したところによれば、特許文献４及び特許文献５に開示の技術では、熱間圧延後の冷却速度、及び焼鈍時の加熱速度の最適化がなされていない。従って、特許文献４及び特許文献５に開示された鋼板においては、応力集中部における変形能が劣っている。
特開平０７－０１１３８３号公報 特許第２６１６３５０号公報 特開平０７－２０７４１３号公報 国際公開第２０１８／０５１４０２号 国際公開第２０１８／１３８８９８号
本発明は、強度、成形性、及び応力集中部における変形能の全てを高水準で備える鋼板を提供することを目的とする。
本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７％以上、０．１５％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．２０％以上、２．５０％以下、Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ｎ：０％以上、０．０１０％以下、Ｏ：０％以上、０．００６％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｗ：０％以上、０．１０％以下、Ｔａ：０％以上、０．１０％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、及びＣｅ：０％以上、０．０５０％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、板厚１／４部における金属組織が、体積率で、フェライト：１０％以上、５０％未満、グラニュラーベイナイト：５％以上、４０％未満、マルテンサイト：３０％以上、５５％以下、上部ベイナイトおよび下部ベイナイト：合計で３０％未満、パーライト：１０％未満、及び残留オーステナイト：５％未満からなり、板厚１／４部において、前記フェライトと隣接する金属組織の個数に対する、前記フェライトと隣接する前記マルテンサイトの個数の割合が３０％以下であり、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差が６０ＨＶ以下である。
（２）上記（１）に記載の鋼板では、前記化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０．０００１％以上、０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上、１．００％以下、Ｗ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ｔａ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上、１．００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上、０．５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ａｓ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：０．００１％以上、０．０４０％以下、Ｙ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｌａ：０．００１％以上、０．０５０％以下、及びＣｅ：０．００１％以上、０．０５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼板では、前記鋼板の前記表面から前記板厚方向に３０μｍ深さの位置の、荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖ３０と、前記板厚１／４部の、荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖｉとの比Ｈｖ３０／Ｈｖｉが０．８以下であり、引張強さが９００ＭＰａ以上であってもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表面に溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層を有してもよい。
（５）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
本発明によれば、自動車等の構造部材として好適な、成形性、及び応力集中部における変形能を有し、９００ＭＰａ以上の高い引張強度を有する鋼板を提供することができる。
グラニュラーベイナイトが生成される様子を示す説明図である。 本実施形態に係る鋼板の、焼鈍前の加熱条件を模式的に示す温度－時間グラフである。 本実施形態に係る鋼板の、焼鈍後の冷却条件を模式的に示す温度－時間グラフである。 加工部伸びＥｌ２の評価用の試験片の形状を示す概略図である。
本発明者らは、鋼板をマルテンサイト、フェライトおよびグラニュラーベイナイトを有する金属組織とし、さらに、これらの金属組織の配置を制御することが好適である旨を知見した。具体的には、フェライトとマルテンサイトとの間にグラニュラーベイナイトが配置されるように鋼板の金属組織を制御することで、硬度差の大きな箇所を低減することができる旨を、本発明者らは知見した。これにより、鋼板の穴広げ性をさらに向上することができる。また、板厚方向の硬度差が小さい金属組織を鋼板に適用することにより、応力集中部での変形能を一層高めることができることも本発明者らは知見した。
以上の知見に基づいて得られた本発明の１つの実施形態では、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、グラニュラーベイナイトの体積率、並びにフェライト、マルテンサイト、及びグラニュラーベイナイトの配置を制御することで、強度と成形性とを両立させた。
以下、本発明の一態様に係る鋼板について説明する。
まず、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。以下、組織分率は体積率で表示するので、組織分率の単位「％」は体積％を意味する。また、後述するように、金属組織は板厚１／４部において制御される。以下に記載される組織分率は、全て板厚１／４部における値を意味する。
板厚１／４部における金属組織
フェライト：１０％以上、５０％未満
フェライトは、軟質な組織であるので変形し易く、伸び性の向上に寄与するとともに、グラニュラーベイナイトの生成を促進する作用をなす組織である。フェライトが１０％以上であると、オーステナイトからグラニュラーベイナイトへの変態が進行し易くなる。フェライトは、好ましくは１２％以上、１５％以上、又は２０％以上である。
引張強度を確保するため、フェライトは５０％未満とする。フェライトは好ましくは４０％以下、３５％以下、又は３０％以下である。
グラニュラーベイナイト：５％以上、４０％未満
グラニュラーベイナイトは、複数のラス状のベイニティックフェライトの集合体である。グラニュラーベイナイトは、転位密度が低いという特徴を有する。例えば、グラニュラーベイナイトの転位密度は１０１３ｍ／ｍ３程度のオーダーである。これらベイニティックフェライト間の結晶粒界における、ベイニティックフェライトの結晶方位の角度の差（結晶方位差）は５°以下と小さく、そのため、グラニュラーベイナイトは、結晶粒径が５～２０μｍ程度の一つの塊状に見える組織である。これは、熱処理により回復が進行し、ベイニティックフェライト同士の界面における結晶方位差が約５°以下になり、界面が消失したように見えるためである。グラニュラーベイナイトの内部には、残留オーステナイト及びマルテンサイト等が含まれる場合がある。ただし、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトとは異なり、グラニュラーベイナイトは、炭化物を内部に含まない。したがって、グラニュラーベイナイトは一般的なベイナイトとは異なり、一般的なベイナイト及びマルテンサイトよりも軟質である。グラニュラーベイナイトの判定方法の一例が、北島ら「電子チャンネリングコントラスト像を用いたフェライトとグラニュラーベイナイトの識別」（ＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ、Ｖｏｌ．２６（２０１３） ８９６）に記載されている。
なお、上部ベイナイトとは、複数のラス状のベイニティックフェライトの集合体であり、ベイニティックフェライトの界面に炭化物を含むが、各ベイニティックフェライトの内部には炭化物が含まれない組織である。一方、下部ベイナイトとは、上部ベイナイトと同様に複数のラス状のベイニティックフェライトの集合体であり、ベイニティックフェライトの界面に炭化物を含むことに加え、各ベイニティックフェライトの内部に特定の方向に並んだ炭化物が存在する組織である。
また、グラニュラーベイナイトは、高温域で生成するので、その内部で回復が進行する。そのため、グラニュラーベイナイトは、転位下部組織は存在するものの、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトより転位密度が低い。そのため、グラニュラーベイナイトは、転位下部組織を含まず転位密度が低いフェライトよりも硬く、上部ベイナイトまたは下部ベイナイトよりも軟らかい。従って、グラニュラーベイナイトは、一般的なベイナイトよりも優れた伸び性を有する。
また、グラニュラーベイナイトは、フェライト及びマルテンサイトの間の硬度差を低減するので、穴広げ時、フェライトとマルテンサイトの界面からボイドが発生するのを抑制する。
尚、グラニュラーベイナイトは内部にサブグレイン（結晶方位差が約５°以下の粒界に囲まれた領域）が存在することから、サブグレインを含まない組織であるポリゴナルフェライトとも区別される。
図１は、冷却過程において、旧オーステナイト粒界から生成されたベイニティックフェライトが、生成温度（℃）の違いに応じて、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトにそれぞれ変化していく状態を模式的に示している。図１（ａ）に示されるように、いずれの場合も先ず、旧オーステナイト粒界１から旧オーステナイト粒の内部に向かってベイニティックフェライト２が生成される。さらに図１（ｂ）に示されるように、先に生成されたベイニティックフェライト２に隣接するようにして、ラス状にベイニティックフェライト２が生成されて行く。
ここで、生成温度（℃）が比較的高温（図１中に高温と表記）である場合は、ラス状に生成されたベイニティックフェライト２同士の界面にセメンタイトなどの炭化物が含まれていない。そして、さらに比較的高温で保持されることにより、回復が進行する。その結果、複数のラス状に生成されたベイニティックフェライト２同士の界面の結晶方位差が約５°以下になり、界面が消失したように見える。冷却速度を低くしてもグラニュラーベイナイトは生成し得るが、等温保持によりグラニュラーベイナイトを生成すると回復の進行がより促され、界面の消失が顕著になる。こうして図１（ｃ）に示されるように、複数のラス状のベイニティックフェライト２の集合体として、結晶粒径が５～２０μｍ程度の一つの塊状に見える組織であるグラニュラーベイナイト３が生成される。なお、グラニュラーベイナイト３の内部には、残留オーステナイトやマルテンサイトの硬質組織４を含む場合があるが、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトとは異なり炭化物は内部に含まれない。
一方、グラニュラーベイナイト３が生成される場合に比べて、生成温度（℃）が低い場合は、上部ベイナイトまたは下部ベイナイトが生成される。すなわち、グラニュラーベイナイト３が生成される場合に比べて、生成温度（℃）が僅かに低い場合（図１中に中温と表記）は、ラス状に生成されたベイニティックフェライト２同士の界面にセメンタイトなどの炭化物５が含まれることとなる。この場合は、ベイニティックフェライト２の内部には炭化物を含まず、上部ベイナイト６が生成される。また、生成温度（℃）がさらに低い場合（図１中に低温と表記）は、ラス状に生成されたベイニティックフェライト２同士の界面にセメンタイトなどの炭化物５が含まれることに加えて、ベイニティックフェライト２の内部にも炭化物を含むこととなり、下部ベイナイト７が生成される。
グラニュラーベイナイトが５％以上であると、伸び性向上効果とボイド抑制効果が得られる。グラニュラーベイナイトは好ましくは８％以上、１０％以上、又は１５％以上である。
また、グラニュラーベイナイトが４０％未満とすることで、強度を確保できる。グラニュラーベイナイトは好ましくは３５％以下、３２％以下、又は３０％以下である。
マルテンサイト：３０％以上、５５％以下
マルテンサイトは、転位密度が高く硬質な組織であるので、引張強度の向上に寄与する組織である。マルテンサイトを３０％以上とすることで、９００ＭＰａ以上の引張強度を確保する。マルテンサイトは好ましくは３２％以上、３５％以上、又は４０％以上である。
また、マルテンサイトが５５％以下であると、伸び性と穴広げ性を確保できる。マルテンサイトは好ましくは５０％以下、４５％以下、又は４２％以下である。
上部ベイナイトおよび下部ベイナイト：合計で３０％未満
上部ベイナイトおよび下部ベイナイト（以下、両者の総称として用語「ベイナイト」を用いる場合がある）は、転位密度が高いため、伸びを劣化させる。具体的には、ベイナイトは、転位密度が１．０×１０１４ｍ／ｍ３程度であるベイニティックフェライト及びセメンタイトから構成される。また、ベイナイトは、フェライトとの硬度差が大きい。そのため、フェライトとベイナイトの界面はボイドの起点となりやすく、穴広げ性を劣化させる。上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを合計で３０％未満とすることで、伸び、穴広げ性を確保する。好ましくは、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは合計で２５％以下、２０％以下、又は１０％以下である。上部ベイナイトおよび下部ベイナイトの合計量の下限値を規定する必要はなく、例えばこれを０％以上、０．２％以上、０．５％以上、又は１．０％以上と規定してもよい。
パーライト：１０％未満
パーライトは硬質なセメンタイトを含む組織であり、穴広げ時にボイドの発生の起点となり、穴広げ性を劣化させる。そのため、パーライトは１０％未満とする。パーライトは好ましくは８％以下、６％以下、又は５％以下である。パーライトの下限値を規定する必要はなく、例えばパーライトを０％以上、０．２％以上、０．５％以上、又は１．０％以上と規定してもよい。
残留オーステナイト：５％未満
残留オーステナイトは、加工誘起変態（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）によって伸びの向上に寄与する組織である。しかし、残留オーステナイトが加工誘起変態することで生成するマルテンサイトは、非常に硬質であり、ボイドの発生の起点となり、穴広げ性を劣化させる。そのため、残留オーステナイトは５％未満とする。残留オーステナイトは好ましくは４％以下、３％以下、又は２％以下である。残留オーステナイトの下限値を規定する必要はなく、例えば残留オーステナイトを０％以上、０．２％以上、０．５％以上、又は１．０％以上と規定してもよい。
板厚１／４部の領域において、フェライトと隣接する金属組織の個数に対する、フェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合が３０％以下
穴広げ試験では、打ち抜きによるダメージを受けた領域が、さらに変形を受けることで、ボイドが生成、連結し破断に至る。つまり、穴広げ性を高めるためには、ボイドの生成や連結を抑制する必要がある。隣接する金属組織の硬度差が大きい場合、金属組織間の界面でボイドが生成し易い。たとえば、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの界面が最もボイドが生成しやすい。本発明鋼では、フェライトと隣接するマルテンサイトの割合を減少させるために、グラニュラーベイナイトをフェライトに接するように制御する。これにより、フェライトとマルテンサイトが接する割合が減少し、穴広げ性の向上が期待できる。フェライトと隣接する金属組織の個数に対する、フェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合を３０％以下とすることで、穴広げ性が大幅に向上する。好ましくは、この個数割合は２８％以下、２５％以下、又は２０％以下である。なお、「フェライトと隣接する金属組織の個数」とは、マルテンサイトを含むすべての金属組織の個数を意味する。
鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差が６０ＨＶ以下
鋼板内部の金属組織は、板厚方向に均一に分散するのではなく、硬質組織が多い層、少ない層がバンド状に分布していることが多い。これは、特にマンガンに代表される元素の濃度が、板厚方向に沿って濃度を測定した場合に偏りが見られることに起因する。このように、板厚方向に元素濃度に偏りがあり、それによって組織分布が不均一であると、軟質層と硬質層の層間で硬度差が生じやすく、ボイドの起点となって穴広げ性が劣化する。
板厚方向に硬さを測定し、その最大値と最小値の差をバンド状組織の硬さバラつきの指標とし、最大値と最小値との差を６０ＨＶ以下とすることで、穴広げ性の劣化を抑制することができ、さらに、応力集中部における変形能を高めることができる。好ましくは、上述の硬さの最大値と最小値との差は５５Ｈｖ以下、５０ｈｖ、以下、又は３０Ｈｖ以下である。
鋼板の表面から板厚方向に３０μｍ深さの位置の荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨＶ３０と板厚の１／４部の荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖｉの比ＨＶ３０／Ｈｖｉ：好ましくは０．８以下
鋼板表面の硬度を内層の硬度に対して低くすることで、曲げ性を大幅に向上することができる。そこで、本実施形態に係る鋼板では、鋼板の表面から板厚方向に３０μｍ深さの位置で、荷重０．２９Ｎで５点測定したビッカース硬さの平均値をＨｖ３０と定義し、板厚の１／４部の位置を荷重０．２９Ｎで５点測定したビッカース硬さの平均値Ｈｖｉと定義し、これらの比Ｈｖ３０／Ｈｖｉを０．８以下としてもよい。Ｈｖ３０／Ｈｖｉを０．８以下とすることで、鋼板の曲げ性を一層高めることができる。Ｈｖ３０／Ｈｖｉを０．７以下、０．６以下、又は０．５以下としてもよい。
次に、フェライト、グラニュラーベイナイト、マルテンサイト、及び、上部ベイナイト、下部ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの同定と体積率の算出について説明する。
各金属組織の同定と体積率の算出は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、Ｘ線測定、ナイタール試薬又はレペラ液を用いる腐食、及び、走査型電子顕微鏡により、圧延方向に平行且つ板面に垂直な鋼板断面の１００μｍ×１００μｍ領域を、１０００～５００００倍の倍率で観察して行うことができる。なお、いずれの組織の体積率の測定に当たっても、測定箇所を３か所とし、その平均値を算出することとする。
フェライトの体積率は、走査型電子顕微鏡による電子チャネリングコントラスト像において、板厚の１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍ領域を観察することにより求める。画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ Ｊを用いて画像解析により算出したフェライト及びグラニュラーベイナイトの合計面積率から、後述する方法（ＥＢＳＤ）によって得られるグラニュラーベイナイトの体積率を引いた値を、フェライトの体積率とみなす。電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒の結晶方位差をコントラストの差として表示する像であり、該像において均一なコントラストの部分（結晶粒内にブロックやパケットなどの下部組織やセメンタイト、残留オーステナイトを含まず、単一の均一なコントラストに表れる部分）がフェライトである。なお、フェライトとグラニュラーベイナイトとを判別する手段は後述する。
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線を用いて回折強度を測定して算出することができる。
Ｘ線を用いる測定では、試料の板面から深さ１／４の位置までを機械研磨及び化学研磨により除去し、板厚１／４の位置において、ＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）、及び、ｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの組織分率を算出することが可能である。一般的な算出方法として５ピーク法が利用される。
マルテンサイトの体積率は、以下の手順で求める。試料の観察面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭで観察する。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の体積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計体積率である。この腐食されていない領域の体積率から、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、マルテンサイトの体積率を算出できる。
また、マルテンサイトは、走査型電子顕微鏡による電子チャネリングコントラスト像において、他の組織と区別することができる。上記像において、転位密度が高く、かつ、結晶粒内にブロックやパケットなどの下部組織を有する領域がマルテンサイトである。
上部ベイナイト、下部ベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの同定は、以下の手順で行う。試料の観察面をナイタール試薬で腐食し、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲で１００μｍ×１００μｍ領域をＦＥ－ＳＥＭで観察する。組織内部に含まれるセメンタイトの位置およびセメンタイトの配列から、上部ベイナイト、下部ベイナイト、及び焼戻しマルテンサイトを判別できる。
上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの界面に、セメンタイト又は残留オーステナイトが存在している。下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが存在し、ベイニティックフェライトとセメンタイトの結晶方位関係が１種類であり、セメンタイトが同一のバリアントを持つ。これらの特徴点に基づき、上部ベイナイト及び下部ベイナイトを同定できる。
パーライトの同定は、以下の手順で行う。試料の観察面をナイタール試薬で腐食し、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲を光学顕微鏡で観察する。光学顕微鏡の観察像において、暗いコントラストの領域をパーライトと同定して、この領域の体積率を画像解析に基づいて算出すればよい。
グラニュラーベイナイトは、複数のラス状のベイニティックフェライトの集合体であり、結晶粒径が５～２０μｍ程度の一つの塊状に見える組織である。これは、熱処理により回復が進行し、ベイニティックフェライトとベイニティックフェライトの界面における結晶方位差が約５°以下になり、界面が消失したように見えるためである。グラニュラーベイナイトの内部には、残留オーステナイトやマルテンサイトを含む場合があるが、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトとは異なり、グラニュラーベイナイトは炭化物を内部に含まない。また、グラニュラーベイナイトは、高温域で生成するので、その内部で回復が進行する。そのため、グラニュラーベイナイトは、転位下部組織は存在するものの、転位密度が上部ベイナイトおよび下部ベイナイトよりも低い。そのため、従来の腐食法や、走査型電子顕微鏡を用いる２次電子像観察では、グラニュラーベイナイトとフェライトとを区別することができない。
本発明者らの検討結果、グラニュラーベイナイトは、ベイニティックフェライトの集合体で構成されているため、結晶粒内において微小な結晶方位差を有することが見いだされた。結晶粒内における微小な結晶方位差を検出することにより、グラニュラーベイナイトとフェライトとの識別が可能である。ＥＢＳＤを用いて、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲をステップ間隔０．２μｍで観察し、観察データから、Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値を計算する。なお、観察は、圧延方向に平行且つ板面に垂直な断面において行う。
Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値は、粒界が１５°以上異なる粒界で囲まれた領域において、隣合うピクセル間の方位差を計算し平均した値である。この手法により、ベイニティックフェライトが有する微小な結晶方位差を検出することが可能である。
Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値が０．５°以下となる領域は、フェライトとグラニュラーベイナイトが含まれる。そのため、Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値が０．５°以下となる領域から、電子チャネリングコントラスト像が単一の均一なコントラストを有するフェライトの領域を取り除いた領域がグラニュラーベイナイトとなる。画像解析により算出した面積率の値を、グラニュラーベイナイトの体積率とする。
板厚１／４部の１００μｍ×１００μｍ領域において、フェライトと隣接する金属組織がマルテンサイトである割合が３０％以下
ＥＢＳＤを用いて、板厚１／４部の１００μｍ×１００μｍ領域をステップ間隔０．２μｍで観察する。観察は、圧延方向に平行且つ板面に垂直な断面において行う。観察データから、Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値を計算する。次に、Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値が０．５°以下となる領域を、電子チャネリングコントラスト像で観察し、フェライトを同定する。さらに、フェライトと隣接する金属組織のうち、マルテンサイトを同定する。白い色調で内部に下部組織が認められる金属組織がマルテンサイトである。フェライトと隣接する金属組織の個数、およびそれに占めるマルテンサイトの個数の割合を算出する。
「鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差」は、以下のようにして決定される。まず、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ位置を起点として、板厚方向に沿って３０μｍ間隔で、ビッカース硬さを押し込み荷重５０ｇｆで連続的に測定する。これにより得られた複数の硬さ測定値の最大値及び最小値の差を算出する。なお、板厚方向に並ぶ各測定点の間隔は、可能な場合には圧痕の４倍以上の距離とすることが好ましい。本明細書において「圧痕の４倍以上の距離」とは、ビッカース硬さの測定の際にダイヤモンド圧子によって生じた圧痕の矩形状開口における対角線の長さの４倍以上の距離を意味するものである。
次に、本実施形態に係る鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。
成分組成
Ｃ：０．０７％以上、０．１５％以下
Ｃは、所定量のマルテンサイトを確保し、鋼板の強度を向上させる元素である。Ｃが０．０７％未満であると、所定量のマルテンサイトを得ることが難しく、引張最大強度９００ＭＰａ以上を確保することができないので、Ｃは０．０７％以上とする。Ｃは好ましくは０．０９％以上、０．１０％以上、又は０．１２％以上である。
一方、Ｃが０．１５％を超えると、フェライトの生成が抑制されて、伸び性が低下するので、Ｃは０．１５％以下とする。Ｃは好ましくは０．１４％以下、０．１３％以下、又は０．１２％以下である。
Ｓｉ＋Ａｌ：０．２０％以上、２．５０％以下
ＳｉとＡｌは、所定量のグラニュラーベイナイトを得るために必須の元素である。グラニュラーベイナイトは、ベイニティックフェライトの界面に存在する転位が、熱処理により回復し、これによりベイニティックフェライトが塊状となった金属組織である。
そのため、一度、ベイニティックフェライトの界面にセメンタイトが生成すると、グラニュラーベイナイトを得ることができない。Ｓｉ及びＡｌは、セメンタイトの生成を抑制する作用をなす元素である。
Ｓｉ＋Ａｌ（Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との合計）が０．２０％未満であると、セメンタイトの生成を抑制する作用効果が十分に得られず、グラニュラーベイナイトを、所定の面積率で得ることが困難になる。そのため、Ｓｉ＋Ａｌは０．２０％以上とする。Ｓｉ＋Ａｌは好ましくは０．２５％以上、０．３０％以上、又は０．４０％以上である。
一方、Ｓｉ＋Ａｌが２．５０％を超えると、Ｓｉ及び／又はＡｌの過剰添加で、スラブ割れが生じるので、Ｓｉ＋Ａｌは２．５０％以下とする。Ｓｉ＋Ａｌは好ましくは２．００％以下、１．８０％以下、又は１．６０％以下である。
Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下
Ｍｎ及び／又はＣｒは、強度の向上に寄与する元素であり、また、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する作用をなす元素である。
Ｍｎ＋Ｃｒ（Ｍｎ含有量とＣｒ含有量との合計）が１．２０％未満であると、その効果が十分に発現せず、所要の面積率を超えるフェライトが生成し、９００ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。そのため、Ｍｎ＋Ｃｒは１．２０％以上とする。Ｍｎ＋Ｃｒは好ましくは１．３０％以上、１．４０％以上、又は１．５０％以上である。Ｍｎ＋Ｃｒはさらに好ましくは１．８０％以上である。
一方、Ｍｎ＋Ｃｒが４．００％を超えると、フェライト変態が過度に抑制され、所定量のフェライトを確保することができず、伸び性が低下する。そのため、Ｍｎ＋Ｃｒは４．００％以下とする。Ｍｎ＋Ｃｒは好ましくは３．００％以下、２．７０％以下、又は２．５０％以下である。
Ｐ：０％以上、０．０４０％以下
Ｐは、不純物元素で、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を阻害し、また、溶接部を脆化させる元素である。Ｐが０．０４０％を超えると、溶接部強度や穴広げ性が著しく低下する。そのため、Ｐは０．０４０％以下とする。Ｐは好ましくは０．０３０％以下、０．０２０％以下、又は０．０１０％以下である。
Ｐは、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｐ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＰを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｐ下限値を０．０００１％、０．０００２％、又は０．０００５％としてもよい。
Ｓ：０％以上、０．０１０％以下
Ｓは、不純物元素で、溶接性を阻害し、また、鋳造時と熱延時の製造性を阻害する元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、穴広げ性を阻害する元素でもある。Ｓが０．０１０％を超えると、溶接性の低下、製造性の低下、及び、穴広げ性の低下が顕著になる。そのため、Ｓは０．０１０％以下とする。Ｓは好ましくは０．００８％以下、０．００５％以下、又は０．００４％以下である。
Ｓは、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｓ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＳを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｓ下限値を０．０００１％、０．０００２％、又は０．０００５％としてもよい。
Ｎ：０％以上、０．０１０％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎが０．０１０％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｎは０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００８％以下、０．００６％以下、又は０．００５％以下であってもよい。
Ｎは、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｎ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＮを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｎ下限値を０．０００５％、０．０００８％、又は０．００１０％としてもよい。
Ｏ：０％以上、０．００６％以下
Ｏは、粗大な酸化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｏが０．００６％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｏは０．００６％以下とする。Ｏ含有量は０．００５％以下、０．００４％以下、又は０．００２％以下であってもよい。
Ｏは、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｏ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＯを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｏ下限値を０．０００５％、０．０００６％、又は０．０００８％としてもよい。
本実施形態に係る鋼板の成分組成は、上記元素の他、特性向上を目的として、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｗ：０％以上、０．１％以下、Ｔａ：０％以上、０．１％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｓｎ：０％以上０．０５％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、Ｙ：０％以上、０．０５％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０５％以下からなる元素群から選択される一種又は二種以上を含んでもよい。なお本実施形態に係る鋼板において、これらは任意元素である。本実施形態に係る鋼板において、これら任意元素の含有量は、これら任意元素のそれぞれについて以下に示した下限値未満（０％を含む）であっても良い。
Ｍｏ：０～０．５０％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に鋼板の高強度化に寄与する元素である。この効果は微量であっても得ることができる。Ｍｏの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、０．０１％以上、０．０２％以上、又は０．０５％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、粗大なＭｏ炭化物が形成され、鋼板の冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｍｏの含有量は０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．２０％以下であることが好ましい。
Ｔｉ：０～０．２０％
Ｔｉは、炭化物の形態制御に重要な元素である。Ｔｉによってフェライトの強度増加が促され得る。また、Ｔｉは、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮを形成して鋼板の成形性を低下させる虞がある元素である。よって、鋼板の成形性を確保する観点からは、Ｔｉの含有量は、少ないほど好ましく、０．２０％以下、０．１０％以下、又は０．０５％以下とすることが好ましく、０％であってもよい。ただし、Ｔｉの含有量を０．００１％未満に低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ｔｉの含有量の下限を０．００１％、０．００２％、又は０．００３％としてもよい。
Ｎｂ：０～０．２０％
Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。この効果は微量であっても得ることができる。Ｎｂの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．０００１％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上とすることが好ましい。ただし、Ｎｂの含有量が多すぎると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇とともに延性の顕著な劣化を招き、鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｎｂの含有量は０．２０％以下、０．１５％以下、又は０．１０％以下であることが好ましい。
Ｂ：０～０．０１０％
Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素である。この効果は微量であっても得ることができる。Ｂの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上とすることが好ましい。ただし、Ｂの含有量が多すぎると、粗大なＢ酸化物が生成され、当該Ｂ酸化物がプレス成型時にボイドの発生起点となり、鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｂの含有量は０．０１０％以下、０．００８％以下、又は０．００５％以下であることが好ましい。なお、０．０００１％未満のＢの同定には分析に細心の注意を払う必要がある。Ｂ含有量が分析装置の検出下限を下回る場合、Ｂ含有量が０％とみなされる場合もある。
Ｖ：０～０．５０％
Ｖも、ＴｉやＮｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。Ｖの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｖの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。ただし、Ｖの含有量が多すぎると、微細なＶ炭化物が多数析出して鋼材の強度上昇と延性の低下を招き、鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｖの含有量は０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．３０％以下であることが好ましい。
Ｃｕ：０～１．００％
Ｃｕは、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。この効果は微量であっても得ることができる。Ｃｕの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｃｕの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。ただし、Ｃｕの含有量が多すぎると、赤熱脆性を招いて熱間圧延での生産性を低下させる虞がある。このため、Ｃｕの含有量は１．００％以下、０．８０％以下、又は０．５０％以下であることが好ましい。
Ｗ：０～０．１０％
Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｗの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｗの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｗの含有量が多すぎると、微細なＷ炭化物が多数析出して鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させる虞がある。このため、Ｗの含有量は０．１０％以下、０．０８％以下、又は０．０５％以下であることが好ましい。
Ｔａ：０～０．１０％
Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｔａの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｔａの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｔａの含有量が多すぎると、微細なＴａ炭化物が多数析出して鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させる虞がある。このため、Ｔａの含有量は０．１０％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１０％以下であることが更に好ましい。
Ｎｉ：０～１．００％
Ｎｉは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｎｉの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｎｉの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して成形性の低下を招く虞がある。このため、Ｎｉの含有量は１．００％以下、０．８０％以下、又は０．５０％以下であることが好ましい。
Ｓｎ：０～０．０５０％
Ｓｎは、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に、鋼板に含有され得る元素である。また、Ｓｎは、フェライトの脆化による鋼板の冷間成形性の低下を引き起こす虞がある。このため、Ｓｎの含有量は少ないほど好ましい。Ｓｎの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下、又は０．０３０％以下であることがより好ましく、０％であってもよい。しかし、Ｓｎの含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ｓｎの含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上としてもよい。
Ｃｏ：０～０．５０％
Ｃｏは、Ｎｉと同様に鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｃｏの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｃｏの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｃｏの含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して成形性の低下を招く虞がある。このため、Ｃｏの含有量は０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．３０％以下であることが好ましい。
Ｓｂ：０～０．０５０％
Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析して粒界の脆化及び延性の低下や、冷間成形性の低下を招く虞がある。このため、Ｓｂの含有量は少ないほど好ましい。Ｓｂの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましく、０％であってもよい。しかし、Ｓｂの含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ｓｂの含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上としてもよい。
Ａｓ：０～０．０５０％
Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ａｓは、粒界に強く偏析する元素であり、冷間成形性の低下を招く虞がある。このため、Ａｓの含有量は少ないほど好ましい。Ａｓの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましく、０％であってもよい。しかし、Ａｓの含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ａｓの含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上としてもよい。
Ｍｇ：０～０．０５０％
Ｍｇは、硫化物や酸化物の形態を制御し、鋼板の曲げ成形性の向上に寄与する。この効果は微量であっても得ることができる。Ｍｇの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｍｇの含有量が０．０００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｇの含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成による冷間成形性の低下を引き起こす虞がある。このため、Ｍｇの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
Ｃａ：０～０．０４０％
Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃａの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｃａの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｃａの含有量が多すぎると、粗大なＣａ酸化物が生成され、当該Ｃａ酸化物が冷間成形時に割れ発生の起点となり得る。このため、Ｃａの含有量は、０．０４０％以下であることが好ましく、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であることがより好ましい。
Ｙ：０～０．０５０％
Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様、に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｙの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｙの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｙの含有量が多すぎると、粗大なＹ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｙの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
Ｚｒ：０～０．０５０％
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｚｒの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｚｒの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｚｒの含有量が多すぎると、粗大なＺｒ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｚｒの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
Ｌａ：０～０．０５０％
Ｌａは、微量で硫化物の形態制御に有効な元素である。Ｌａの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｌａの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｌａの含有量が多すぎると、Ｌａ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｌａの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
Ｃｅ：０～０．０５０％
Ｃｅは、Ｌａと同様に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃｅの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｃｅの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｃｅは粒界に強く偏析して粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素であり、粒界炭化物の個数比率が低下すると鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｃｅの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
本実施形態に係る鋼板の成分組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で混入し、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で、存在が許容される元素である。
本実施形態に係る鋼板は、めっき層を有してもよい。本実施形態に係る鋼板のめっき層は、溶融亜鉛めっき層、又は、溶融亜鉛合金めっき層（亜鉛と、Ｓｉ及びＡｌ等の追加元素との合金から構成されるめっき層）であればよく、また、これらめっきを合金化した合金化溶融亜鉛めっき層（合金化めっき層）であればよい。また、本実施形態に係る鋼板が別のめっき層（例えばアルミめっき層等）を有することも妨げられない。
溶融亜鉛めっき層、及び、溶融亜鉛合金めっき層は、Ｆｅを７質量％未満含有するめっき層が好ましく、また、合金化めっき層は、Ｆｅを７質量％以上１５質量％以下含有するめっき層が好ましい。溶融亜鉛めっき層、溶融亜鉛合金めっき層、及び合金化めっき層において、亜鉛及びＦｅ以外の成分は特に限定されず、通常の範囲内で種々の構成を採用することができる。
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る鋼板は、次のように製造する。本実施形態に係る鋼板の成分組成を有する鋳造スラブを、
（ａ－１）８８０℃以上で仕上げ圧延を完了し、
（ａ－２）仕上げ圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度が２０℃／秒以上で冷却し、
（ａ－３）巻取り温度が６８０℃以下とするように熱間圧延し、熱延鋼板とし、
（ｂ）熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延に供して冷延鋼板とし、次いで、
（ｃ）前記冷延鋼板を、６５０℃以下の温度範囲の加熱速度を０．７℃／秒以上１０℃／秒以下として加熱し、６５０℃以上Ａｃ１点以下の温度範囲で加熱速度を切り替えて、Ａｃ１点以上（Ａｃ１＋２０℃）以下での加熱速度が０．６℃／秒以上２．０℃／秒以下となるようにさらに加熱し、
（ｄ）その後、（Ａｃ１＋３０℃）以上、９００℃以下の最高加熱温度まで加熱し、前記温度域で１０秒以上５００秒以下の温度保持を行い、
（ｅ）好ましくは、６５０℃以上７５０℃以下の温度範囲まで０．５℃／秒以上２０℃／秒以下の冷却速度で冷却する徐冷帯を設け、
５８０℃以上６５０℃以下での平均冷却速度を５℃／秒以上とし、
（ｆ－１）４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲にある第１の停留温度まで冷却し、この温度範囲で１０秒以上１００秒以内停留させ
（ｆ－２）５００℃以上６３０℃以下の温度範囲にある第２の停留温度で１０秒以上５００秒以下停留させ、次いで、めっきをする場合は（ｇ）工程を実施し、めっきをしない場合は室温まで冷却する。
（ｇ）めっきする場合は、（ｆ－２）工程の後、鋼板を、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却して、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきを施し、必要に応じ、溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施す。
（ｈ）焼戻しを行う場合は、滞留後の鋼板、溶融亜鉛めっき若しくは溶融亜鉛合金めっきを有する鋼板、又は合金化溶融亜鉛めっきを有する鋼板を、５００℃以下の温度域で焼き戻す。焼戻しはオンラインで行ってもよいし、連続焼鈍後にオフラインで行ってもよい。オンラインで行う場合は、（ｆ）あるいは（ｇ）工程後の冷却中に、室温以上３００℃以下の温度域に冷却した後、２００℃以上４００℃以下の温度に加熱すればよい。
以下、工程条件について説明する。
（ａ－１）仕上げ圧延完了温度：８８０℃以上
本実施形態に係る鋼板は、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するために、合金元素を比較的多く含有している。そのため、熱間圧延の際、圧延荷重を大きくする必要があるので、熱間圧延は高温で行うことが好ましい。また、熱間圧延の際、粗圧延鋼板を接合して、連続的に熱間圧延を行ってもよい。
仕上げ圧延は、８８０℃以上で完了する。仕上げ圧延完了温度域が、８８０℃未満では、圧延荷重が過大になり生産性を劣化させる可能性があるため、８８０℃以上とする。また、（オーステナイト＋フェライト）の２相温度域圧延になると、熱延後の形状が悪化し、以降の通板ができなくなる。なお、仕上げ圧延完了温度の上限は特に規定されないが、仕上げ圧延完了温度が９５０℃以上では、生産性を劣化させるため、仕上げ圧延完了温度の上限を９５０℃とすることが好ましい。
（ａ－２）仕上げ圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度：２０℃／秒以上
鋳造によって製造したスラブは、中心偏析やミクロ偏析を有している。ミクロ偏析は、圧延によって圧延方向に伸長することで、板厚方向に沿って交互に、濃化領域と希薄領域とがバンド状に形成される。このようなバンド状の元素偏析は、特にマンガンで顕著であり、以降の工程を経ても鋼板中に残存し、連続焼鈍中の組織形成に影響を及ぼし、板厚方向の不均一性を高めてしまい、成形性を劣化させる原因となる。
仕上げ圧延完了から巻取りまでにパーライト変態が進行すると、鋼板の板厚方向に沿った測定において確認される元素のバンド状の偏析が促進される。これは、パーライト中のセメンタイトにマンガンが濃化するためであり、パーライト変態が進行しない場合と比較し、板厚方向に沿った測定で確認されるマンガンの濃度差が大きくなる。これを防ぐためには、仕上げ圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度（仕上圧延完了温度と巻取温度との差を、仕上圧延の終了から巻取の開始までに要した時間で割った値）を２０℃／秒以上とする必要がある。仕上げ圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度は、好ましくは５０℃／秒以上、より好ましくは１００℃／秒以上である。
（ａ－３）巻取り温度：６８０℃以下
熱延鋼板は、６８０℃以下の温度域で巻き取る。巻取温度が６８０℃を超えると、パーライト変態が進行し、上述のように板厚方向に沿った測定で確認される元素の濃淡が大きくなり、連続焼鈍後の成形性が劣化するので、巻取温度域は、６８０℃以下とする。巻取温度は好ましくは５５０℃以下、より好ましくは４５０℃以下である。巻取温度の下限は特に定めないが、室温以下の温度で巻き取ることは、技術的に困難であるので、室温が実質的な下限である。
（ｂ）熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延に供して冷延鋼板（以下「鋼板」）とする。
熱延後は、酸洗、及び冷間圧延に供する。これらの工程に制約は特にない。例えば、酸洗は、一回でもよいし、必要に応じ複数回に分けて行ってもよい。冷間圧延は、１０％以上、８０％以下程度の圧下率を確保できる範囲で、適宜、圧延パスの回数、パス毎の圧下率を設定すればよい。
９００ＭＰａ以上の強度を得るためには、硬質組織を所定量得る必要がある。そのために、以下のように加熱速度を切り替える加熱を行う。
（ｃ１）室温から６５０℃まで、０．７℃／秒以上、且つ好ましくは１０℃／秒以下の加熱速度で加熱する。
（ｃ２）６５０℃以上Ａｃ１点以下の温度範囲で、加熱速度を切り替える。
（ｃ３）Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲の加熱速度を０．６℃／秒以上２℃／秒以下として加熱する。
Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲は、オーステナイト（γ組織）が生成し始める時期である。この温度範囲における加熱速度が０．６℃未満である場合、Ｍｎが偏析した部分において優先的にオーステナイト粒成長が生じる。そのため、オーステナイト粒を均一に分散させることができない。一方、この温度範囲における加熱速度が２℃／秒超であると、いわゆる過加熱によってオーステナイトの生成が遅延し、高い温度域でオーステナイトが生成することとなる。この場合、Ｍｎが偏析した部分において急速なオーステナイト成長が生じ、従って、オーステナイト粒を均一に分散させることができない。以上の理由により、Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲の加熱速度を０．６℃／秒以上２℃／秒以下として加熱する必要がある。
また、室温から６５０℃までの温度範囲では、加熱速度を０．７℃／秒以上１０℃／秒以下とする。加熱速度を０．７℃／秒以上とすることにより、フェライトの再結晶を十分に進めることができる。ただし、加熱速度が高すぎると、Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲における加熱速度を上述の範囲にすることが困難になると予想される。そのため、鋼板の温度が６５０℃に至るまでの加熱速度は、１０℃／秒以下とすることが好ましい。
また、Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲における加熱速度を０．６℃／秒以上２℃／秒以下とするためには、この温度範囲よりも若干低い温度域に鋼板温度が達した時点で、加熱速度の切り替えを開始しなければならない。具体的には、鋼板温度が６５０℃以上Ａｃ１点以下の温度範囲にあるときに、加熱速度を切り替える必要がある。切り替え温度が６５０℃未満である場合は、フェライト粒の未再結晶領域が残存し、最終的に得られる鋼板の伸びが減少する。一方、切り替え温度がＡｃ１点以下超である場合、上述の過加熱を抑制することができない。
なお、「加熱速度」は「平均加熱速度」とは異なる概念である。本実施形態に係る鋼板の製造方法では、Ａｃ１点以上Ａｃ１＋２０℃以下の温度範囲において、鋼板の温度の加熱速度を常に上記範囲内としなければならない。
（ｄ）最高加熱温度：Ａｃ１＋３０℃以上、９００℃以下、且つ保持時間：１０秒以上５００秒以下
９００ＭＰａ以上の強度を得るためには、硬質組織を所定量得る必要がある。最高加熱温度が、Ａｃ１＋３０℃未満である場合、又は保持時間が１０秒未満である場合には、焼鈍中のオーステナイトの生成が抑制され、最終組織として、所定量の硬質組織を得ることができず、引張強度９００ＭＰａを満たすことができない。
一方、焼鈍温度域が９００℃を超える場合、又は保持時間が５００秒を超える場合には、オーステナイトの粒成長が進行して、フェライト変態が過度に抑制され、最終組織において、所定量のフェライトを得ることができず、延性が低下するので、焼鈍温度域は９００℃以下とする。焼鈍温度域は好ましくは８５０℃以下である。なお、保持時間とは、鋼板の温度が最高加熱温度で等温保持される時間を意味する。
鋼板を上記温度範囲内まで加熱する際の雰囲気は特に限定されないが、例えば、露点が－１５℃以上、２０℃以下の雰囲気において鋼板の加熱を行ってもよい。これにより、鋼板表面の脱炭が進み、鋼板の曲げ性を一層高めることができる。さらに、ＳｉやＭｎの易酸化性元素の酸化が進むので、めっき密着性を高めることもできる。具体的には、鋼板を加熱する際の露点を－１５℃以上とすることで、適切に脱炭を進行させつつ、ＳｉやＭｎの外部酸化状態を抑制することが可能となり、一層良好なめっき密着性を確保することができる。鋼板を加熱する際の露点は、一層好ましくは－１０℃以上である。また、鋼板を加熱する際の露点を２０℃以下とすることで、過度な脱炭の進行、および鋼板の表面状態の悪化をもたらす素地鋼板自体の酸化を抑制することができる。鋼板を加熱する際の露点は好ましくは－２４℃以下である。
鋼板の周囲の雰囲気を制御する手段は特に限定されない。例えば、鋼板の加熱及び温度保持を連続焼鈍ラインの加熱炉及び均熱炉において行い、これらの炉内雰囲気を上述の範囲内に制御すればよい。
（ｅ）鋼板を上述の最高加熱温度で保持した後、好ましくは、６５０℃以上７５０℃以下の温度範囲まで０．５℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する徐冷帯を、製造ラインに設けてもよい。ただし、徐冷帯を設ける場合、平均冷却速度を０．５℃／秒以上とする必要がある。徐冷帯での平均冷却速度が小さすぎる場合、フェライト量が過剰となり、引張強さが不足する。なお、平均冷却速度とは、最高加熱温度から徐冷帯出口における鋼板温度までの温度範囲における平均冷却速度のことである。最高加熱温度と徐冷帯出口での鋼板温度との差を、鋼板温度が最高加熱温度から徐冷帯出口での鋼板温度まで低下するまでの温度で割った値である。
一方、５８０℃以上６５０℃以下の温度範囲では、上述の徐冷帯の有無にかかわらず、平均冷却速度を５℃／秒以上とする。これにより、フェライトの過度の生成を抑制することができる。
本実施形態に係る鋼板の製造方法では、所定量のグラニュラーベイナイトを生成する必要がある。そのために、焼鈍後に以下のように温度制御をする必要がある。
（ｆ－１）４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲にある第１の停留温度まで冷却し、この温度範囲で１０秒以上１００秒以下停留させ
（ｆ－２）５００℃以上６３０℃以下の温度範囲にある第２の停留温度で１０秒以上５００秒以下停留させ、次いで、室温まで冷却する。
焼鈍は、Ａｃ１＋３０℃以上、９００℃以下の最高加熱温度で行われる。この最高加熱温度での温度保持の完了後に、まず、鋼板の温度を４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲まで低下させる。この際、上述した徐冷帯を経由して鋼板を冷却してもよい。そして、鋼板の温度を、４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲にある第１の停留温度で１０秒以上１００秒以内停留させる。４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲では、鋼板に炭化物が生じず、且つ、鋼板内にベイニティックフェライトが生じる。これにより、後続の熱処理におけるグラニュラーベイナイトの生成を一層促進することができる。
さらに、４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲にある第１の停留温度において鋼板の温度を１０秒以上１００秒以下保持した後で、鋼板を５００℃以上６３０℃以下の温度範囲にする。必要に応じて鋼板を再加熱してもよい。そして、鋼板の温度を５００℃以上６３０℃以下の温度範囲にある第２の停留温度において１０秒以上５００秒以下停留させる。これにより、ベイニティックフェライトに回復現象（金属を高温で保持することによって、原子が拡散し、格子欠陥が移動し、変態時にベイニティックフェライト内部に導入されたが対消滅し、金属の内部の転位密度が減少する現象）を生じさせることができる。その結果、フェライト及びマルテンサイトの間にグラニュラーベイナイトを形成し、フェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合を３０％以下にすることができる。
４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲における温度保持時間が不足した場合、及び、５００℃以上６３０℃以下の温度範囲における温度保持時間が不足した場合には、グラニュラーベイナイトが十分に生成しない。一方、４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲における温度保持時間が超過した場合、及び、５００℃以上６３０℃以下の温度範囲における温度保持時間が超過した場合には、グラニュラーベイナイトが過度に生成し、引張強さが大きく低下することとなる。
（ｇ）めっき及び合金化工程
必要に応じて鋼板を、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却して、溶融亜鉛めっき浴又は溶融亜鉛合金めっき浴に浸漬してもよい。溶融亜鉛めっき又は溶融亜鉛合金めっき浴を施した後に、溶融亜鉛めっき又は溶融亜鉛合金めっきに合金化処理を施してもよい。なお、溶融亜鉛めっき浴及び溶融亜鉛合金めっき浴の好ましい条件は略同一であるので、以下では溶融亜鉛めっき浴に関してのみ言及する。
冷却温度域：（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃
（ｆ）工程の保持により、所定量のグラニュラーベイナイトが生成した鋼板に、溶融亜鉛めっきを施すため、鋼板を、亜鉛めっき浴温度付近の温度域、即ち、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃の温度域に冷却する。
冷却温度域が（亜鉛めっき浴温度－４０）℃未満であると、亜鉛めっき浴の温度に対し、鋼板の温度が低すぎて、亜鉛めっき浴に侵入した鋼板により、亜鉛めっき浴温度が低下し、適正な亜鉛めっき浴温度を維持できなくなるので、冷却温度域は（亜鉛めっき浴温度－４０）℃以上とする。好ましくは（亜鉛めっき浴温度－２０）℃以上である。
一方、冷却温度域が（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、鋼板温度が高すぎて、鋼板が亜鉛めっき浴に侵入する同時に、鋼板表面において、亜鉛と鉄の相互拡散が激しく起こり、亜鉛めっき層のＦｅ濃度が高くなって脆化するので、冷却温度域は（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下とする。好ましくは（亜鉛めっき浴温度＋３０）℃以下である。
溶融亜鉛めっき層に施す合金化処理は、溶融亜鉛めっき層を、通常の加熱温度域、即ち３００～５５０℃に加熱して行う。
（ｈ） （ｆ）工程もしくは（ｇ）工程の後、鋼板に焼戻しを行ってもよい。焼戻し工程は、室温への最終冷却途中に所定の温度で保持したり再加熱したりする工程であってもよく、最終冷却が終わった後に所定の温度に再加熱する工程であってもよい。焼戻し工程における加熱の方法は特に限定されない。ただし、鋼板の強度低下を抑制する観点からは、焼戻し工程における保持温度または加熱温度は５００℃以下であることが好ましい。焼戻しはオンラインで行ってもよいし、連続焼鈍後にオフラインで行ってもよい。オンラインで行う場合は、（ｆ）あるいは（ｇ）工程後の冷却中に、室温以上３００℃以下の温度域に冷却した後、２００℃以上４００℃以下の温度に加熱すればよい。
（実験１）
表１－１及び表１－２に記載の化学組成を有する種々のスラブを材料とし、表２－１～表３－２に記載の種々の製造条件に従って、種々の鋼板を製造した。
表１－１及び表１－２において、スラブに添加されなかった元素の含有量は空白で示した。また、各スラブの成分の単位は質量％であり、その残部は鉄及び不純物であった。
最高加熱温度における温度保持時間は、全ての製造条件において１０秒以上５００秒以下の範囲内とした。また、冷間圧延時の圧下率は、全ての製造条件において、１０～８０％の範囲内とした。焼戻しが行われない製造条件における焼戻し温度及び焼戻し時間は空白で示した。めっきを有する場合は、溶融亜鉛めっき層、又は溶融亜鉛合金めっき層の何れかである。
鋼板に関し、発明範囲外の値、及び合否基準に満たなかった値には下線を付した。また、製造条件に関し、適切と考えられる範囲を外れた値には下線を付した。
表２－１及び表２－２において「徐冷帯無し」と表記された製造条件は、最高加熱温度での温度保持後に、２段階冷却をしなかったものである。このような製造条件における「５００℃までの平均冷却速度」とは、最高加熱温度から停留温度域（温度停留をする温度）までの平均冷却速度を意味する。一方、表２－１及び表２－２において「徐冷帯無し」と表記されていない製造条件は、最高加熱温度での温度保持後に、２段階冷却をしたものである。このような製造条件における「徐冷帯での平均冷却速度」とは、最高加熱温度から徐冷帯での冷却停止温度までの平均冷却速度を意味し、「５００℃までの平均冷却速度」とは、徐冷帯での冷却停止温度から停留温度域までの平均冷却速度を意味する。
これら鋼板の板厚１／４部における金属組織、板厚１／４部におけるフェライトと隣接する金属組織の個数に対するフェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合（表中では「フェライトと接するマルテンサイトの割合」と記載）、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差（表中では「板厚方向の硬さの最大差」と記載）を評価し、表４－１及び表４－２に記載した。これらの評価は、上述した方法に準じて実施した。
さらに、これら鋼板の引張強さ（ＴＳ）、通常伸び（Ｅｌ１）、加工部伸び（Ｅｌ２）穴広げ性（λ）、α、及び加工性を評価し、表５－１及び表５－２に記載した。これらの評価方法は以下の通りである。
鋼板の引張強さの評価は、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５Ｂ試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。引張強さが９００ＭＰａ以上である鋼板を、引張強さに関して合格と判断した。
鋼板の伸びについては、通常の試験片によって測定された通常伸び（Ｅｌ１）、及び応力集中部が形成された試験片によって測定された加工部伸び（Ｅｌ２）の両方で評価した。鋼板の通常伸びＥｌ１（全伸びＥｌ）の評価は、引張強さの評価と同じく、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５Ｂ試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。通常伸びＥｌ１が１０．０％以上である鋼板を、伸びに関して合格と判断した。加工部伸びＥｌ２の評価は、鋼板から採取されたＪＩＳ５Ｂ試験片の長手方向中央部５に、図３に示すように半径Ｒ３０の円形ノッチを付し、これに対して通常伸びの評価と同様に引張試験を行って全伸びを測定することにより行った。加工部伸びＥｌ２を通常伸びＥｌ１で割った値（Ｅｌ２／Ｅｌ１）が０．２８０を上回る鋼板を、応力集中部における変形能に関して合格と判断した。
鋼板の穴広げ性（λ）の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に準拠して穴広げ試験を行うことにより実施した。穴広げ性が２５．０％以上である鋼板を、穴広げ性に関して合格と判断した。
鋼板の加工性の評価方法は、上記伸び、穴広げ性の下限値を満たし、さらに伸び×穴広げ性（Ｅｌ×λ）が３００．０以上である鋼板を加工性に関して合格と判断した。
Figure 0007680700000001
Figure 0007680700000002
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Figure 0007680700000010
化学組成及び製造条件が適切であった実施例は、引張強さ、伸び、及び穴広げ性に優れており、強度及び成形性の両方を高水準で備えると判断された。
一方、比較例ＮＮ－３２は、圧延荷重過大に加え、熱延板形状不良により、熱延以降の試験が不可となった。これは、仕上圧延完了温度が低すぎたからであると考えられる。
比較例ＮＮ－３３は、マルテンサイトが不足し、一方でフェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果伸び、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。これは、仕上げ圧延から巻取までの冷却速度が遅いので、組織の不均一性が助長されたからであると推定される。
比較例ＮＮ－３５は、フェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。これは、巻き取り温度が高いため、組織の不均一性が助長されたからであると推定される。
比較例ＮＮ－３６は、フェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。これは、切り替え前の加熱速度が遅かったからであると推定される。
比較例ＮＮ－３８は、フェライト量が過剰となり、その他の組織が不足し、その結果引張強さが不足した。これは、最高加熱温度が低いからであると推定される。
比較例ＮＮ－３９は、フェライト量が少なく、一方マルテンサイト量が過剰であり、その結果伸びと加工性が損なわれた。これは、最高加熱温度が高いからであると推定される。
比較例ＮＮ－４０は、フェライト量が過剰となり、マルテンサイト量が不足し、その結果引張強さが不足した。これは、徐冷帯での平均冷却速度が遅いからであると推定される。
比較例ＮＮ－４２は、グラニュラーベイナイト及びマルテンサイトが不足し、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となった。その結果、引張強さ、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が損なわれた。これは、４８０～５８０℃での停留時間が長すぎたからであると推定される。
比較例ＮＮ－４４は、グラニュラーベイナイトが生成せず、マルテンサイト及びベイナイトが過剰となり、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となった。その結果、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が損なわれた。これは、４８０℃以上５８０℃以下の停留時間が短かったからであると推定される。
比較例ＮＮ－４５は、Ｃが不足したので、マルテンサイトが不足して、引張強さが損なわれた。
比較例ＮＮ－４６は、Ｃが過剰であったので、マルテンサイト量が過剰となり、フェライト及びグラニュラーベイナイトが不足し、マルテンサイトが過剰となり、伸び、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。
比較例ＮＮ－４７は、Ｓｉ＋Ａｌが不足したので、ベイナイト量が過剰となる一方でグラニュラーベイナイトが不足して、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。
比較例ＮＮ－４８は、Ｓｉ＋Ａｌが過剰であったので、鋼板が脆化し、伸び及び加工性が不足した。
比較例ＮＮ－４９は、Ｍｎ＋Ｃｒが不足したので、フェライト量が過剰となり、マルテンサイト量が不足して、引張強さが不足した。
比較例ＮＮ－５０は、Ｍｎ＋Ｃｒが過剰であったので、粗大なＭｎ酸化物や硫化物が形成され、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が劣化した。
比較例ＮＮ－５１は、フェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、加工性及び応力集中部における変形能が不足した。これは、仕上圧延完了温度が不適切であったからであると推定される。
比較例ＮＮ－５２は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、加熱速度の切り替えが、低すぎる温度域で行われたからであると推定される。
比較例ＮＮ－５３は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、加熱速度の切り替えが、高すぎる温度域で行われたからであると推定される。
比較例ＮＮ－５４は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、Ａｃ１～Ａｃ１＋２０℃の温度域での加熱速度が大きすぎたからであると推定される。
比較例ＮＮ－５５は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、Ａｃ１～Ａｃ１＋２０℃の温度域での加熱速度が小さすぎたからであると推定される。
比較例ＮＮ－５６は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、４８０～５８０℃での停留時間が不足したからであると推定される。
比較例ＮＮ－５７は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、５００～６３０℃での停留時間が不足したからであると推定される。
比較例ＮＮ－５８は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、５００～６３０℃での停留時間が過剰であったからであると推定される。
比較例ＮＮ－５９は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、４８０～５８０℃の温度範囲内、５００～６３０℃の温度範囲での停留時間が設けられなかったからであると推定される。
（実験２）
表６－１及び表６－２に記載の化学組成を有する種々のスラブを材料とし、表７－１～表８－２に記載の種々の製造条件に従って、種々の鋼板を製造した。
表６－１及び表６－２において、スラブに添加されなかった元素の含有量は空白で示した。また、各スラブの成分の単位は質量％であり、その残部は鉄及び不純物であった。
最高加熱温度における温度保持時間は、全ての製造条件において１０秒以上５００秒以下の範囲内とした。また、冷間圧延時の圧下率は、全ての製造条件において、１０～８０％の範囲内とした。焼戻しが行われない製造条件における焼戻し温度及び焼戻し時間は空白で示した。めっきを有する場合は、溶融亜鉛めっき層、又は溶融亜鉛合金めっき層の何れかである。
鋼板に関し、発明範囲外の値、及び合否基準に満たなかった値には下線を付した。また、製造条件に関し、適切と考えられる範囲を外れた値には下線を付した。
表７－１及び表７－２において「徐冷帯無し」と表記された製造条件は、最高加熱温度での温度保持後に、２段階冷却をしなかったものである。このような製造条件における「５００℃までの平均冷却速度」とは、最高加熱温度から停留温度域（温度停留をする温度）までの平均冷却速度を意味する。一方、表７－１及び表７－２において「徐冷帯無し」と表記されていない製造条件は、最高加熱温度での温度保持後に、２段階冷却をしたものである。このような製造条件における「徐冷帯での平均冷却速度」とは、最高加熱温度から徐冷帯での冷却停止温度までの平均冷却速度を意味し、「５００℃までの平均冷却速度」とは、徐冷帯での冷却停止温度から停留温度域までの平均冷却速度を意味する。
これら鋼板の板厚１／４部における金属組織、板厚１／４部におけるフェライトと隣接する金属組織の個数に対するフェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合（表中では「フェライトと接するマルテンサイトの割合」と記載）、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差（表中では「板厚方向の硬さの最大差」と記載）を評価し、表９－１及び表９－２に記載した。これらの評価は、上述した方法に準じて実施した。
さらに、これら鋼板の引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴広げ性（λ）、α、及び加工性を評価し、表１０－１及び表１０－２に記載した。これらの評価方法は以下の通りである。
鋼板の引張強さの評価は、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５Ｂ試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。引張強さが９００ＭＰａ以上である鋼板を、引張強さに関して合格と判断した。
鋼板の伸びについては、通常の試験片によって測定された通常伸び（Ｅｌ１）、及び応力集中部が形成された試験片によって測定された加工部伸び（Ｅｌ２）の両方で評価した。鋼板の通常伸びＥｌ１（全伸びＥｌ）の評価は、引張強さの評価と同じく、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５Ｂ試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。通常伸びＥｌ１が１０．０％以上である鋼板を、伸びに関して合格と判断した。加工部伸びＥｌ２の評価は、鋼板から採取されたＪＩＳ５Ｂ試験片の長手方向中央部に、図３に示すように半径Ｒ３０の円形ノッチを付し、これに対して通常伸びの評価と同様に引張試験を行って全伸びを測定することにより行った。加工部伸びＥｌ２を通常伸びＥｌ１で割った値（Ｅｌ２／Ｅｌ１）が０．２８０を上回る鋼板を、応力集中部における変形能に関して合格と判断した。
鋼板の穴広げ性（λ）の評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に準拠して穴広げ試験を行うことにより実施した。穴広げ性が２５．０％以上である鋼板を、穴広げ性に関して合格と判断した。
鋼板の加工性の評価方法は、上記伸び、穴広げ性の下限値を満たし、さらに伸び×穴広げ性（Ｅｌ×λ）が３００．０以上である鋼板を加工性に関して合格と判断した。
限界曲げ角度αは、ＶＤＡ－２３８－１００に準拠した曲げ試験により得られる最大荷重時の曲げ角度と定義する。曲げの閾値は、鋼板の厚さｔを用いて得られる以下の式を満たすこととする。この閾値は、衝突時の曲げ変形に伴う割れを回避するために必要である。曲げの閾値が０以上である鋼板を、曲げ性に関して合格と判断した。
（曲げの閾値）＝α－（７．９６×ｔ２－３８．４×ｔ＋１２０）≧０
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Figure 0007680700000019
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化学組成及び製造条件が適切であった実施例は、引張強さ、伸び、及び穴広げ性に優れており、強度及び成形性の両方を高水準で備えると判断された。また、実施例ＮＡ－３９を除く実施例は、限界曲げ角度にも優れていた。実施例ＮＡ－３９は、Ｈｖ３０／Ｈｖｉが好ましい範囲内ではなかったので、限界曲げ角度の評価結果は好ましい範囲内とはならなかったが、その他の評価結果に優れるので、強度、成形性、及び応力集中部における変形能の全てを高水準で備える鋼板であると判断された。
一方、比較例ＮＡ－３２は、圧延荷重過大に加え、熱延板形状不良により熱延以降の試験が不可となった。これは、仕上圧延完了温度が低すぎたからであると考えられる。
比較例ＮＡ－３３は、マルテンサイトが不足し、一方でフェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果伸び、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足し、且つ曲げの閾値も０未満となった。これは、仕上げ圧延から巻取までの冷却速度が遅いので、組織の不均一性が助長されたからであると推定される。
比較例ＮＡ－３６は、フェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足し、且つ曲げの閾値も０未満となった。これは、巻き取り温度が高いため、組織の不均一性が助長されたからであると推定される。
比較例ＮＡ－３７は、フェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足し、且つ曲げの閾値も０未満となった。これは、切り替え前の加熱速度が遅かったからであると推定される。
比較例ＮＡ－４１は、フェライト量が過剰となり、その他の組織が不足し、その結果引張強さが不足した。これは、最高加熱温度が低いからであると推定される。
比較例ＮＡ－４２は、フェライト量が少なく、一方マルテンサイト量が過剰であり、その結果伸びと加工性が損なわれた。これは、最高加熱温度が高いからであると推定される。
比較例ＮＡ－４６は、フェライト量が過剰となり、マルテンサイト量が不足し、加工性が損なわれた。これは、５８０℃以上での冷却速度が不足したからであると推定される。
比較例ＮＡ－４８は、グラニュラーベイナイトが生成せず、マルテンサイトが不足した一方で、ベイナイトが過剰となり、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となった。その結果、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が損なわれ、且つ曲げの閾値も０未満となった。これは、４８０℃以上５８０℃以下の停留時間が短かったからであると推定される。
比較例ＮＡ－４９は、グラニュラーベイナイト量が過剰となり、マルテンサイト量が不足し、その結果引張強さが不足した。これは、４８０℃以上５８０℃以下の停留時間が長すぎたからであると推定される。
比較例ＮＡ－５０は、Ｃが不足したので、マルテンサイトが不足して、引張強さが損なわれた。
比較例ＮＡ－５１は、Ｃが過剰であったので、マルテンサイトが過剰となり、その他の組織が不足して、伸び、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。
比較例ＮＡ－５２は、Ｓｉ＋Ａｌが不足したので、グラニュラーベイナイトが不足する一方でベイナイトが過剰となり、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。
比較例ＮＡ－５３は、Ｓｉ＋Ａｌが過剰であったので、鋼板が脆化し、伸び及び加工性が不足した。
比較例ＮＡ－５４は、Ｍｎ＋Ｃｒが不足したので、フェライト量が過剰となる一方でマルテンサイトが不足して、引張強さが不足した。
比較例ＮＡ－５５は、Ｍｎ＋Ｃｒが過剰であったので、粗大なＭｎ酸化物や硫化物が形成され、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が劣化した。
比較例ＮＡ－５６は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、加熱速度の切り替えが、低すぎる温度域で行われたからであると推定される。
比較例ＮＡ－５７は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、加熱速度の切り替えが、高すぎる温度域で行われたからであると推定される。
比較例ＮＡ－５８は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、Ａｃ１～Ａｃ１＋２０℃の温度域での加熱速度が大きすぎたからであると推定される。
比較例ＮＡ－５９は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、Ａｃ１～Ａｃ１＋２０℃の温度域での加熱速度が小さすぎたからであると推定される。
比較例ＮＡ－６０は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、４８０～５８０℃での停留時間が不足したからであると推定される。
比較例ＮＡ－６１は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、５００～６３０℃での停留時間が不足したからであると推定される。
比較例ＮＡ－６２は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、５００～６３０℃での停留時間が過剰であったからであると推定される。
比較例ＮＡ－６３は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、４８０～５８０℃の温度範囲内、５００～６３０℃の温度範囲での停留時間が設けられなかったからであると推定される。
前述したように、本発明によれば、自動車等の構造部材として好適な成形性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の鋼板、及びその製造方法を提供することができる。本発明の鋼板は、特に、衝突安全性に優れているので、本発明は、自動車産業及び鋼板製造・加工産業において利用可能性が高いものである。
１ 旧オーステナイト粒界
２ ベイニティックフェライト
３ グラニュラーベイナイト
５ 炭化物
６ 上部ベイナイト
７ 下部ベイナイト

Claims (5)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０７％以上、０．１５％以下、
    Ｓｉ＋Ａｌ：０．２０％以上、２．５０％以下、
    Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
    Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、
    Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、
    Ｎ：０％以上、０．０１０％以下、
    Ｏ：０％以上、０．００６％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、
    Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
    Ｖ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
    Ｗ：０％以上、０．１０％以下、
    Ｔａ：０％以上、０．１０％以下、
    Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
    Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｏ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、
    Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、及び
    Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下を含み、
    残部がＦｅ及び不純物からなり、
    板厚１／４部における金属組織が、体積率で、
    フェライト：１０％以上、５０％未満、
    グラニュラーベイナイト：５％以上、４０％未満、
    マルテンサイト：３０％以上、５５％以下、
    上部ベイナイトおよび下部ベイナイト：合計で３０％未満、
    パーライト：１０％未満、及び
    残留オーステナイト：５％未満からなり、
    板厚１／４部において、前記フェライトと隣接する金属組織の個数に対する、前記フェライトと隣接する前記マルテンサイトの個数の割合が３０％以下であり、
    鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差が６０ＨＶ以下である、鋼板。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０．０００１％以上、０．２０％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
    Ｖ：０．００１％以上、０．５０％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上、１．００％以下、
    Ｗ：０．００１％以上、０．１０％以下、
    Ｔａ：０．００１％以上、０．１０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上、１．００％以下、
    Ｓｎ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｏ：０．００１％以上、０．５０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ａｓ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｃａ：０．００１％以上、０．０４０％以下、
    Ｙ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｚｒ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｌａ：０．００１％以上、０．０５０％以下、及び
    Ｃｅ：０．００１％以上、０．０５０％以下
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記鋼板の前記表面から前記板厚方向に３０μｍ深さの位置の、荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖ３０と、前記板厚１／４部の、荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖｉとの比Ｈｖ３０／Ｈｖｉが０．８以下であり、
    引張強さが９００ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 前記表面に溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層を有することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 前記表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
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