JP7748014B2 - 鋼板 - Google Patents

鋼板

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Description

本発明は、鋼板に関する。
近年、自動車業界では、燃費向上の観点から車体の軽量化が求められている。車体の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。一方で、高強度化とともに鋼板の加工性は一般に低下する。このため、高強度鋼板の開発においては、加工性を一定以上確保しつつ高強度化を図ることが重要である。
これに関連して、例えば、特許文献１では、所定の化学組成を有し、鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面において、表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織が、面積％で、残留オーステナイト：１０％以上、焼戻しマルテンサイト：６０～８０％、マルテンサイト：２０％未満であり、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトにおいて、結晶方位差が２度以上２０度未満の小角粒界密度が０．２０～１．０μｍ-1であり、結晶方位差が２０～５０度の大角粒界密度が０．３０～０．６０μｍ-1であり、残留オーステナイトの圧延方向における粒子密度ＡLと板厚方向における粒子密度ＡNとの比ＡL／ＡNが０．８０～１．０である鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の小角粒界密度を０．２０～１．０μｍ-1とすることによりオーステナイトの変態誘起塑性が高い応力で生じて優れた強度－延性バランスが得られ、一方で上記の大角粒界密度を０．３０～０．６０μｍ-1とすることにより延性破壊の進展が抑制されて優れた衝撃特性が得られ、さらに上記の粒子密度比ＡL／ＡNを０．８０～１．０とすることにより残留オーステナイトが等方的に分散するようになり、優れた曲げ性、衝撃特性が得られると教示されている。
特許文献２では、所定の成分組成を有し、鋼組織が、面積率で、ポリゴナルフェライトが３５％以上８０％以下、マルテンサイトが５％以上２５％以下であって、体積率で、残留オーステナイトが８％以上であり、また、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であるとともに、前記ポリゴナルフェライト、前記マルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比がそれぞれ２．０以下であり、さらに、前記残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を前記ポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．０以上である高強度鋼板が記載されている。また、特許文献２では、良好な延性を確保するためにはＭｎが濃化した安定な残留オーステナイトを多くする必要があるため、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．０以上であることが極めて重要であると教示されている。
国際公開第２０２１／２００１６９号 国際公開第２０１６／０６７６２５号
上記のとおり、高強度化とともに鋼板の加工性は低下し、具体的には伸びなどの特性が低下することが知られている。これに関連して、特許文献２では、残留オーステナイト中のＣ量が、残留オーステナイト中の［Ｍｎ量］との関係で、０．０９×［Ｍｎ量］－０．１３０－０．１４０≦［Ｃ量］≦０．０９×［Ｍｎ量］－０．１３０＋０．１４０（式中、［Ｃ量］：残留オーステナイト中のＣ量、［Ｍｎ量］：残留オーステナイト中のＭｎ量）を満足する場合に、延性向上の主要因である加工誘起変態（ＴＲＩＰ）現象を鋼板の加工終盤まで断続的に発現させる、いわゆる安定な残留オーステナイトが多く得られ、これによって高い強度とともに一層の良好な伸びを達成できると教示されている。ここで、特許文献２に記載の発明は、主として引張強さが５９０ＭＰａ以上の鋼板を対象とするものである。一方で、自動車業界等では、鋼板のさらなる軽量化が求められており、このような軽量化を達成するためには、鋼板をこれまで以上に高強度化する必要が生じる。したがって、従来と同等又はそれ以上の高強度化を行った場合においても伸びを改善することができる鋼板に対して依然として高いニーズがある。
そこで、本発明は、新規な構成により、高強度でかつ改善された伸びを達成することができる鋼板を提供することを目的とする。
本発明者は、上記目的を達成するために、特に鋼板のミクロ組織に着目して検討を行った。その結果、本発明者は、所定の化学組成を有する鋼板のミクロ組織を主として焼戻しマルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイトによって構成することで高強度を達成しつつ伸びを改善し、さらにフェライト中のＭｎ濃度を所定の範囲内に制限することで当該フェライトの固溶強化を抑制するとともに、残留オーステナイト中にＭｎを濃化させて当該残留オーステナイトを安定化することで鋼板の伸びを顕著に向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。
上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．２００～０．３５０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：１．４０～４．００％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：２．００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～１．０００％、
Ｎｉ：０～１．０００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｖ：０～１．０００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｃｏ：０～３．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、
Ｓｂ：０～０．５００％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．０５００％、
Ｙ：０～０．０５００％、
Ｌａ：０～０．０５００％、
Ｃｅ：０～０．０５００％、
Ｂｉ：０～０．０５００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
１．００≦［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦２．２０を満たし、式中、［Ｓｉ］及び［Ａｌ］は各元素の含有量（質量％）である化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：１５～４０％、
焼戻しマルテンサイト：４０～６５％、
残留オーステナイト：１０～２０％、
ベイナイト：１０～３０％、
パーライト：０～１０％、及び
焼入れままマルテンサイト：０～１０％からなり、
前記フェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値が０．９８０以下であり、
前記残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値が１．１５０～２．０００であるミクロ組織を有することを特徴とする、鋼板。
（２）前記化学組成が。質量％で、
Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｕ：０．００１～１．０００％、
Ｎｉ：０．００１～１．０００％、
Ｗ：０．００１～０．１００％、
Ｖ：０．００１～１．０００％、
Ｔａ：０．００１～０．１００％、
Ｃｏ：０．００１～３．０００％、
Ｓｎ：０．００１～１．０００％、
Ｓｂ：０．００１～０．５００％、
Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
Ｙ：０．０００１～０．０５００％、
Ｌａ：０．０００１～０．０５００％、
Ｃｅ：０．０００１～０．０５００％、及び
Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％
のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記残留オーステナイト中のＣ濃度の平均値が０．８０質量％以上であることを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）板厚中心部と、前記板厚中心部の片側又は両側に配置された表層軟化部とを含み、前記表層軟化部が１０μｍ以上の平均厚さを有し、かつ板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．９０倍以下の平均ビッカース硬さを有することを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の鋼板。
（５）引張強さが１１８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の鋼板。
（６）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の鋼板を含むことを特徴とする、部品。
本発明によれば、高強度でかつ改善された伸びを達成することができる鋼板を提供することができる。
＜鋼板＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：１．４０～４．００％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：２．００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～１．０００％、
Ｎｉ：０～１．０００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｖ：０～１．０００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｃｏ：０～３．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、
Ｓｂ：０～０．５００％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．０５００％、
Ｙ：０～０．０５００％、
Ｌａ：０～０．０５００％、
Ｃｅ：０～０．０５００％、
Ｂｉ：０～０．０５００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
１．００≦［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦２．２０を満たし、式中、［Ｓｉ］及び［Ａｌ］は各元素の含有量（質量％）である化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：１５～４０％、
焼戻しマルテンサイト：４０～６５％、
残留オーステナイト：１０～２０％、
ベイナイト：１０～３０％、
パーライト：０～１０％、及び
焼入れままマルテンサイト：０～１０％からなり、
前記フェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値が０．９８０以下であり、
前記残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値が１．１５０～２．０００であるミクロ組織を有することを特徴としている。
先に述べたとおり、高強度化とともに鋼板の加工性は低下し、具体的には伸びなどの特性が低下することが知られている。これに関連して、高強度化と伸びの向上を両立するための手段として、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼板（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）が知られている。残留オーステナイトをミクロ組織中に含むと、一般的に鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果に起因して鋼板の伸びが改善される。そこで、本発明者は、鋼板の高強度化と伸びの改善との両立を実現すべく、特に残留オーステナイトを含むミクロ組織に着目して検討を行った。
まず、本発明者は、鋼板の化学組成を適正化するとともに、当該鋼板のミクロ組織を、硬質かつ強靭な組織である焼戻しマルテンサイト、軟質組織であるフェライト、及びＴＲＩＰ効果を有する残留オーステナイトを主として含むよう構成すること、より具体的には面積率で焼戻しマルテンサイト：４０～６５％、フェライト：１５～４０％、及び残留オーステナイト：１０～２０％を含むよう構成することで、十分な強度を確保しつつ、伸びを改善することができることを見出した。とりわけ、鋼板の化学組成の適正化に関連して、本発明者は、鋼板の高強度化に有効なＣやＭｎを所定の割合で含むことに加えて、Ｓｉ及びＡｌの合計量を質量％で１．００～２．２０％の範囲内に制御することが高強度化及び伸びの改善の両方で有効であることを見出した。Ｓｉ及びＡｌの合計量をこのような範囲内に制御することで、残留オーステナイト中にＣを濃化させることができるものと考えられる。より具体的には、本発明の実施形態に係る鋼板のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイトに加えて、面積率でベイナイト：１０～３０％を含む。ここで、ベイナイトはオーステナイトから変態する際に、鋼中に含まれるＣを十分に固溶することができないために、ベイナイト変態が進行していくにつれてベイナイトからその周囲のミクロ組織にＣが排出されていくことになる。具体的には、ベイナイトから排出されるＣは、未変態オーステナイト中に濃化するか、炭化物を形成するかのいずれかとなる。しかしながら、鋼中に所定量のＳｉ及びＡｌが存在することで炭化物を形成しにくくなるため、その結果として未変態オーステナイト中にＣが濃化されていくことになると考えられる。このようにして最終的なミクロ組織において残留オーステナイト中にＣが濃化されることとなる。濃化されたＣは残留オーステナイトを安定化して鋼板における伸びの向上に寄与するだけでなく、当該残留オーステナイトが加工誘起変態によりマルテンサイトに変態した際の硬さも増すため、鋼板の高強度化にも寄与するものと考えられる。
次に、本発明者は、鋼板の伸びをさらに向上させるべく、ミクロ組織の中でも特に伸びの向上に寄与し得る軟質組織としてのフェライトと、ＴＲＩＰ効果を発現する残留オーステナイトの具体的な形態に着目して検討を行った。その結果、本発明者は、フェライト中のＭｎ濃度を所定の範囲内に制限すること、より具体的にはフェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度（すなわち鋼板のＭｎ含有量）で除した値を０．９８０以下に制御してフェライト中のＭｎ濃度を鋼板全体の平均Ｍｎ濃度よりも小さくすることで、Ｍｎによるフェライトの固溶強化を顕著に抑制することができ、それによって鋼板の伸びを改善することができることを見出した。加えて、本発明者は、フェライト中のＭｎ濃度を低下させることに関連して、残留オーステナイト中にＭｎを濃化させること、より具体的には残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度（すなわち鋼板のＭｎ含有量）で除した値を１．１５０～２．０００に制御することで残留オーステナイトを安定化することができ、フェライト中のＭｎ濃度の低下による効果との組み合わせに基づいて、鋼板の伸びを顕著に向上させることができることを見出した。
何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、このようなＭｎ濃化により残留オーステナイトを安定化することで、鋼板に変形を加えた際の加工誘起変態が高ひずみ側に遅れ、それに応じてネッキング（くびれ）も起こりにくくなるものと考えられる。その結果として、変形の際に高ひずみ側までＴＲＩＰ効果を適切に発揮することが可能になるとともに、ネッキングの発生と加工誘起変態のタイミングも適正化され、鋼板の伸びを顕著に向上させることが可能になるものと考えられる。より詳しく説明すると、例えば、Ｍｎ濃化の度合いが大きすぎて残留オーステナイトを過度に安定化させた場合には、ネッキングが発生しても残留オーステナイトからマルテンサイトへの加工誘起変態が適切に生じず、鋼板の破断まで残留オーステナイトが残ってしまう場合がある。同様に、例えば、Ｍｎ濃化が十分でないために残留オーステナイトの安定度が低いと、変形を加えた際にネッキングの発生前に加工誘起変態が生じる場合もあり、このような場合には、当然ながら鋼板の伸びを向上させることができなくなる。したがって、本発明の実施形態に係る鋼板においては、残留オーステナイト中にＭｎを適度に濃化させること、すなわち残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値を１．１５０～２．０００に制御することが極めて重要である。そして、この特徴に加えてフェライト中のＭｎ濃度を低下させること、すなわちフェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値を０．９８０以下に制御することにより、残留オーステナイトの適度な安定化とフェライトの固溶強化の抑制との特定の組み合わせに起因して鋼板の伸びを顕著に向上させることが可能になるものと考えられる。したがって、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、高強度と優れた伸びの相反する特性を確実に両立させることができるので、本発明の実施形態に係る鋼板はこれらの特性の両立が求められる自動車分野の使用において特に有用である。
以下、本発明の実施形態に係る鋼板についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
［Ｃ：０．２００～０．３５０％］
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。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．２００％以上とする。Ｃ含有量は０．２１０％以上、０．２２０％以上、０．２４０％以上又は０．２６０％以上であってもよい。一方、Ｃを過度に含有すると、強度が高くなりすぎてしまい、伸びが低下する場合がある。あるいはまた、製造時の圧延荷重が過大となり、圧延機等の設備負荷が高くなって製造性が低下する場合がある。このため、Ｃ含有量は０．３５０％以下とする。Ｃ含有量は０．３２０％以下、０．３００％以下又は０．２８０％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．０１～２．００％］
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．３０％以上、０．５０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方、Ｓｉを過度に含有すると、熱間圧延で生成したスケール除去が困難となり、外観性の劣化を招く場合がある。このため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．５０％以下、１．２０％以下、１．２０％未満、１．１０％以下又は１．００％以下であってもよい。
［Ｍｎ：１．４０～４．００％］
Ｍｎは、焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素である。また、Ｍｎは、残留オーステナイト中に濃化して当該残留オーステナイトを安定化させ、それによって伸びを向上させる元素でもある。これらの効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は１．４０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．６０％以上、１．８０％以上、２．００％以上、２．２０％以上、２．５０％以上又は２．８０％以上であってもよい。一方、Ｍｎを過度に含有すると、残留オーステナイトを過度に安定化させることで、逆に伸びの低下を招く場合があるか、及び／又はフェライトの固溶強化が進行してしまい、同様に伸びの低下を招いたり、製造時における圧延機等の設備負荷が高くなって製造性が低下したりする場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は３．８０％以下、３．５０％以下、３．２０％以下又は３．００％以下であってもよい。
［Ｐ：０．１０００％以下］
Ｐは、不純物元素であり、溶接部の脆化やめっき性を劣化させる元素である。このため、Ｐ含有量は０．１０００％以下とする。Ｐ含有量は０．０６００％以下、０．０２００％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。Ｐ含有量は少ないほど好ましく、下限は特に限定されず０％であってもよい。一方、実用鋼板でＰ含有量を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含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
［Ｓ：０．０２００％以下］
Ｓは、不純物元素であり、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。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１５０％以下、０．０１２０％以下、０．０１００％以下又は０．００８０％以下であってもよい。Ｓ含有量は少ないほど好ましく、下限は特に限定されず０％であってもよい。一方、実用鋼板でＳ含有量を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含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
［Ａｌ：２．００％以下］
Ａｌは、脱酸剤として機能する元素であり、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を十分に得るためには、Ａｌ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ａｌ含有量は０．００５％以上、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％超、０．２５％以上又は０．３０％以上であってもよい。一方、Ａｌを過度に含有すると、粗大な酸化物が形成し、靭性を低下させる場合がある。したがって、Ａｌ含有量は２．００％以下とする。Ａｌ含有量は１．８０％以下、１．５０％以下、１．３０％以下又は１．００％以下であってもよい。
［Ｎ：０．０２００％以下］
Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。このため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下、０．０１００％以下、０．００８０％以下又は０．００６０％以下であってもよい。Ｎ含有量は少ないほど好ましく、下限は特に限定されず０％であってもよい。一方、実用鋼板でＮ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、Ｎ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
［Ｏ：０．０２００％以下］
Ｏは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。このため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下、０．０１００％以下又は０．００８０％以下であってもよい。Ｏ含有量は少ないほど好ましく、下限は特に限定されず０％であってもよい。一方、実用鋼板でＯ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、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
本発明の実施形態に係る鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該鋼板は、必要に応じて特性向上を目的として、残部のＦｅの一部に代えて以下の任意選択元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。例えば、鋼板は、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｔｉ：０～０．５００％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｖ：０～１．０００％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｃｏ：０～３．０００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｓｂ：０～０．５００％、Ａｓ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５００％、Ｙ：０～０．０５００％、Ｌａ：０～０．０５００％、Ｃｅ：０～０．０５００％及びＢｉ：０～０．０５００％のうち少なくとも１種を含んでもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。
［Ｃｒ：０～２．０００％］
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｃｒ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．０１０％以上、０．１００％以上又は０．２００％以上であってもよい。一方、Ｃｒを過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｃｒ含有量は２．０００％以下であることが好ましく、１．５００％以下、１．０００％以下又は０．５００％以下であってもよい。
［Ｍｏ：０～１．０００％］
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含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１０％以上、０．０２０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方、Ｍｏを過度に含有すると、熱間加工性が低下して生産性が低下する場合がある。このため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．８００％以下、０．４００％以下又は０．２００％以下であってもよい。
［Ｔｉ：０～０．５００％］
Ｔｉは、炭化物の形態制御に有効な元素である。Ｔｉによってフェライトの強度増加が促され得る。Ｔｉ含有量は０％でもよいが、これらの効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００２％以上、０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。一方、Ｔｉを過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．５００％以下であることが好ましく、０．４００％以下、０．２００％以下又は０．１００％以下であってもよい。
［Ｎｂ：０～０．５００％］
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。これらの効果は微量であっても得ることができる。Ｎｂ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｎｂを過度に含有すると、鋼中に粗大な炭化物等が生成して鋼板の靭性を低下させる場合がある。このため、Ｎｂ含有量は０．５００％以下であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．２００％以下、０．１００％以下又は０．０６０％以下であってもよい。
［Ｂ：０～０．０１００％］
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、マルテンサイト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。これらの効果は微量であっても得ることができる。Ｂ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。一方、Ｂを過度に含有すると、靭性及び／又は溶接性が低下する場合がある。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。
［Ｃｕ：０～１．０００％］
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含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。一方、Ｃｕを過度に含有すると、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含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．８００％以下、０．６００％以下、０．３００％以下又は０．１００％以下であってもよい。
［Ｎｉ：０～１．０００％］
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％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｎｉを過度に含有すると、鋼板の溶接性が低下する場合がある。このため、Ｎｉ含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．８００％以下、０．４００％以下又は０．２００％以下であってもよい。
［Ｗ：０～０．１００％］
Ｗは、炭化物の形態制御と鋼板の強度向上に有効な元素である。Ｗ含有量は０％でもよいが、これらの効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｗを過度に含有すると、溶接性が低下する場合がある。このため、Ｗ含有量は０．１００％以下であることが好ましい。Ｗ含有量は０．０８０％以下、０．０４０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
［Ｖ：０～１．０００％］
Ｖは、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含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。一方、Ｖを過度に含有すると、多量の析出物が生成して靭性を低下させる場合がある。このため、Ｖ含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｖ含有量は０．４００％以下、０．２００％以下又は０．１００％以下であってもよい。
［Ｔａ：０～０．１００％］
Ｔａは、Ｗと同様に炭化物の形態制御と鋼板強度の向上に有効な元素である。Ｔａ含有量は０％でもよいが、これらの効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｔａを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。このため、Ｔａ含有量は０．１００％以下であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．０８０％以下、０．０４０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
［Ｃｏ：０～３．０００％］
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含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方、Ｃｏを過度に含有すると、熱間加工性が低下する場合があり、原料コストの増加にも繋がる。このため、Ｃｏ含有量は３．０００％以下であることが好ましい。Ｃｏ含有量は２．０００％以下、１．０００％以下、０．５００％以下又は０．２００％以下であってもよい。
［Ｓｎ：０～１．０００％］
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を引き起こす虞がある。このため、Ｓｎ含有量は少ないほど好ましく、１．０００％以下であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．１００％以下、０．０４０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、Ｓｎ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。このため、Ｓｎ含有量は０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。
［Ｓｂ：０～０．５００％］
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。また、Ｓｂは粒界に強く偏析して粒界の脆化を招く虞がある。このため、Ｓｂ含有量は少ないほど好ましく、０．５００％以下であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．１００％以下、０．０４０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。Ｓｂ含有量は０％であってもよいが、Ｓｂ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。このため、Ｓｂ含有量は０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。
［Ａｓ：０～０．０５０％］
Ａｓは、Ｓｎ及び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。また、Ａｓは、粒界に強く偏析する元素であり、Ａｓ含有量は少ないほど好ましい。Ａｓ含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。Ａｓ含有量は０％であってもよいが、Ａｓ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。このため、Ａｓ含有量は０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。
［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含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１％以上又は０．００５％であってもよい。一方、Ｍｇを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。このため、Ｍｇ含有量は０．０５０％以下であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０４０％以下、０．０２０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
［Ｚｒ：０～０．０５０％］
Ｚｒは、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｚｒ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０００５％以上、０．００１％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方、Ｚｒを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。このため、Ｚｒ含有量は０．０５０％以下であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０４０％以下、０．０２０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
［Ｃａ：０～０．０５００％］
［Ｙ：０～０．０５００％］
［Ｌａ：０～０．０５００％］
［Ｃｅ：０～０．０５００％］
Ｃａ、Ｙ、Ｌａ及びＣｅは、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃａ、Ｙ、Ｌａ及びＣｅ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ及びＣｅ含有量はそれぞれ０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００２０％以上又は０．００３０％以上であってもよい。一方、これらの元素を過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ及びＣｅ含有量はそれぞれ０．０５００％以下であることが好ましく、０．０２００％以下、０．０１００％以下又は０．００６０％以下であってもよい。
［Ｂｉ：０～０．０５００％］
Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより成形性を高める作用を有する元素である。Ｂｉ含有量は０％でもよいが、このような効果を得るためには、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方、Ｂｉを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、Ｂｉ含有量は０．０５００％以下であることが好ましく、０．０４００％以下、０．０２００％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
本発明の実施形態に係る鋼板において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で混入し、本発明の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。
［１．００≦［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦２．２０］
本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成は、下記式を満たす必要がある。
１．００≦［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦２．２０
式中、［Ｓｉ］及び［Ａｌ］は各元素の含有量（質量％）である。Ｓｉ及びＡｌは、個々の元素について説明した効果に加えて、先に述べたとおり、残留オーステナイト中にＣを濃化させるのに有効な元素である。ベイナイトがオーステナイトから変態する際に、ベイナイトからその周囲のミクロ組織にＣが排出されていくことになる。ベイナイトから排出されたＣは、鋼中にＳｉ及びＡｌが存在することで炭化物を形成しにくくなるため、未変態オーステナイト中にＣが濃化されていくことになると考えられる。濃化されたＣは、Ｍｎの場合と同様に残留オーステナイトを安定化して鋼板の伸び向上に寄与するだけでなく、当該残留オーステナイトが加工誘起変態によりマルテンサイトに変態した際の硬さも増すため、鋼板の高強度化にも寄与することができる。これらの効果を十分に得るために、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成は、Ｓｉ及びＡｌの合計の含有量が１．００％以上、すなわち［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≧１．００を満たすように制御される。これらの効果をさらに高める観点からは、Ｓｉ及びＡｌの合計の含有量は１．２０％以上とすることが好ましく、１．４０％以上又は１．６０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉ及びＡｌの合計の含有量が高すぎると、過度な高強度化及び／又は過度な残留オーステナイトの安定化により、伸びが低下する場合があるか、及び／又は冷間圧延等の際の圧延荷重が過大となって鋼板に割れが生じる場合がある。したがって、Ｓｉ及びＡｌの合計の含有量は２．２０％以下、すなわち［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦２．２０とする。Ｓｉ及びＡｌの合計の含有量は２．１０％以下、２．２０％以下、１．９０％以下、１．８０％以下又は１．７０％以下であってもよい。
本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、当該鋼板の化学組成は、誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＡＥＳ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。Ｃ及びＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
［ミクロ組織］
次に、本発明の実施形態に係る鋼板のミクロ組織について説明する。以下、組織分率は面積率で表示するため、組織分率の単位「％」は面積％を意味する。また、後述するように、ミクロ組織は鋼板の板厚１／４部において制御される。鋼板の板厚１／４部とは、鋼板の圧延面から板厚の１／８深さの面と３／８深さの面との間の領域を意味する。以下、特段の断りがない限り、組織分率は、全て板厚１／４部における値を意味する。
［フェライト：１５～４０％］
フェライトは、軟質な組織であるので変形し易く、伸びの向上に寄与する。このような効果を十分に得るために、フェライトの面積率は１５％以上とする。伸び向上の観点からは、フェライトの面積率は高いほど好ましく、例えば２０％以上、２５％以上又は３０％以上であってもよい。一方で、フェライトを過度に含むと、鋼板において所望の強度を達成することができない場合がある。したがって、フェライトの面積率は４０％以下とする。フェライトの面積率は３８％以下、３６％以下又は３４％以下であってもよい。
［焼戻しマルテンサイト：４０～６５％］
焼戻しマルテンサイトは、硬質な組織であるので強度の向上に寄与する組織である。また、焼戻しマルテンサイトは、硬質であるが比較的脆い焼入れままマルテンサイトに比べて強靭な組織であるため、伸びの向上にも寄与する。これらの効果を十分に得るために、焼戻しマルテンサイトの面積率は４０％以上とする。強度向上の観点からは、焼戻しマルテンサイトの面積率は高いほど好ましく、例えば４２％以上、４５％以上又は４８％以上であってもよい。一方で、焼戻しマルテンサイトを過度に含むと、強度が高くなりすぎてしまい、伸びが低下する場合がある。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は６５％以下とする。伸び向上の観点からは、焼戻しマルテンサイトの面積率は低いほど好ましく、例えば６０％以下、５５％以下又は５０％以下であってもよい。
［残留オーステナイト：１０～２０％］
残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果により鋼板の強度と伸びを改善する組織である。このような効果を十分に得るために、残留オーステナイト含有量の面積率は１０％以上とする。伸び向上の観点からは、残留オーステナイトの面積率は高いほど好ましく、例えば１２％以上、１４％以上又は１６％以上であってもよい。一方で、残留オーステナイトを過度に含むと、フェライトや焼戻しマルテンサイト等の他の組織の割合が低下し、その結果として所望の強度及び／又は伸びを達成することができない場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は２０％以下とする。残留オーステナイトの面積率は１９％以下又は１８％以下であってもよい。
［ベイナイト：１０～３０％］
本発明の実施形態に係る鋼板のミクロ組織は、主として上記のフェライト、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトによって構成され、これらの組織によって主に強度の向上と伸びの改善が達成されるが、これらの組織に加えて、ベイナイトも必須の組織として含む。ベイナイトの面積率が少なすぎると、ベイナイト変態の際にオーステナイト中に排出されるＣ量が不足して、残留オーステナイト中のＣ濃化が不十分となり、強度の向上及び／又は伸びの改善に不利に影響する場合がある。したがって、ベイナイトの面積率は１０％以上とする。ベイナイトの面積率は１２％以上、１５％以上、１８％以上又は２０％以上であってもよい。一方、ベイナイトは比較的硬質の組織でもあるため、強度の向上に寄与し得るものの、過度に含むと、フェライト、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの他の組織の割合が低下し、その結果として所望の強度及び／又は伸びを達成することができない場合がある。したがって、ベイナイトの面積率は３０％以下とする。ベイナイトの面積率は２８％以下、２５％以下又は２２％以下であってもよい。
［パーライト：０～１０％］
［焼入れままマルテンサイト：０～１０％］
フェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びベイナイト以外の残部組織は、面積率で０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、当該残部組織はパーライト及び焼入れままマルテンサイトである。フェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びベイナイトに基づく上記の効果を確保する観点から、残部組織すなわちパーライト及び焼入れままマルテンサイトの面積率は、それぞれ１０％以下とし、例えば８％以下、６％以下、４％以下又は２％以下であってもよい。一方で、これらの組織の面積率を０％とするには、鋼板の製造過程において高度な制御を要するため、歩留まりの低下を招く場合がある。したがって、パーライト及び焼入れままマルテンサイトの面積率は、それぞれ０．５％以上又は１％以上であってもよい。
［ミクロ組織の同定及び面積率の算出］
各金属組織の同定及び面積率の算出は、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、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われる。なお、いずれの組織の面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。
［フェライトの面積率の算出］
フェライトの面積率は、以下の方法で測定される。すなわち、走査型電子顕微鏡に付属のＥＢＳＤにより、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、０．２μｍの間隔（ピッチ）で測定する。測定データから局所方位差平均（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：ＧＡＭ）の値を計算する。そして、局所方位差平均の値が０．５°未満の領域をフェライトとし、その面積と面積率を測定する。ここで、局所方位差平均とは、結晶方位差が５°以上の粒界に囲まれた領域において、隣り合う測定点間の方位差を計算し、それを結晶粒内の測定点すべてについて平均化した値である。
［ベイナイトの面積率の算出］
ベイナイトの面積率については、鋼板の板面に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール液でエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して、公知の画像解析ソフトを用いて算出する。なお画像解析ソフトとしては例えば「ＩｍａｇｅＪ」の「Ａｎａｌｙｚｅ」機能を用いて面積率を算出できる。ここで「ＩｍａｇｅＪ」とは、オープンソースでパブリックドメインの画像処理ソフトウェアであり、当業者の間で広く利用されているものである。なお、ＦＥ－ＳＥＭでの観察においては、例えば、一辺が３０μｍの正方形とした観察面における組織を以下のように区別する。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。
［焼戻しマルテンサイトの面積率の算出］
焼戻しマルテンサイトの面積率の算出は、上記ベイナイトの面積率の算出に用いた観察面及び測定方法により行われる。焼戻しマルテンサイトでは、マルテンサイトラスの内部にセメンタイトが存在するが、マルテンサイトラスとセメンタイトの結晶方位が２種類以上あり、セメンタイトが複数のバリアントを持つことから、焼戻しマルテンサイトを同定することができる。このようにして同定される焼戻しマルテンサイトの面積率をポイントカウンティング法によって算出する。
［焼入れままマルテンサイトの面積率の算出］
焼入れままマルテンサイトの面積率は、まず上記フェライトの同定に用いた観察面と同様の観察面をレペラ液でエッチングし、上記フェライトの同定と同様の領域を観察領域とする。レペラ液による腐食では、焼入れまま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。そのため、レペラ液によって腐食された観察領域をＦＥ－ＳＥＭで観察し、腐食されていない領域を焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトとする。そして、このようにして同定される焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率をポイントカウンティング法によって算出する。次に、以下のようにして算出される残留オーステナイトの体積率を残留オーステナイトの面積率と見なし、当該面積率を上記合計面積率から差し引くことにより、焼入れままマルテンサイトの面積率を算出する。
［残留オーステナイトの面積率の算出］
残留オーステナイトの面積率は、電解研磨あるいは化学研磨により表層から板厚方向に１００μｍの領域を除去したサンプルにおいて、Ｘ線を用いて、回折強度を測定することで算出される。具体的には、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて測定し、得られたｂｃｃ相の（２００）及び（２１１）並びにｆｃｃ相の（２００）、（２２０）及び（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体積率を算出する。
［パーライトの面積率の算出］
パーライトの面積率は、鋼板の板面に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール試薬により腐食し、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、走査型電子顕微鏡による２次電子像を用いて観察および撮影することにより得ることができる。２次電子像では炭化物は他の鋼組織よりも相対的に明るいコントラストで観察される。その撮影像において板状の炭化物が０．５μｍ以下の間隔で列状に並ぶ領域をパーライトと定義し、上述の画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」の「Ａｎａｌｙｚｅ」機能を用いてパーライトの面積率を算出する。
上記の同定及び算出方法で得られた各組織の合計の面積率が１００％と異なった場合、各組織の面積率に１００／（各組織の合計の面積率）を乗じて得られる値を各組織の面積率とする。
［フェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値（ＭｎF／ＭｎA）：０．９８０以下］
本発明の実施形態においては、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度（すなわち鋼板のＭｎ含有量）で除した値は０．９８０以下に制御される。フェライト中のＭｎ濃度を鋼板全体の平均Ｍｎ濃度に対して０．９８０倍以下まで十分に小さくすることで、Ｍｎによるフェライトの固溶強化を顕著に抑制することができ、それによって鋼板の伸びを改善することが可能となる。伸び向上の観点からは、当該値は低いほど好ましく、例えば０．９７０以下、０．９６０以下又は０．９５０以下であってもよい。下限は特に限定されないが、フェライト中のＭｎ濃度を０％とすることは難しいことから、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値は、例えば０．８００以上、０．８３０以上、０．８５０以上、０．８７０以上、０．８９０以上、０．９００以上又は０．９１０以上であってもよい。
フェライト中のＭｎ濃度の平均値は、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて以下のようにして決定される。具体的には、まず、鋼板の板面に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放射型走査型電子顕微鏡）による電子チャンネリングコントラスト像において、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を観察することで、この観察領域内のフェライトの位置を把握する。次に、上記観察面に対して、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒による研磨、次いで化学研磨を施す。測定領域を決めるために、ビッカース硬さ試験で上記観察領域における１００×１００μｍ角に圧痕を付け、その圧痕を目印とする。次に、ＥＰＭＡを用いてフェライト中のＭｎ濃度を測定する。測定に用いる機器は、日本電子社（ＪＥＯＬ）製のＪＸＡ－８５００Ｆである。加速電圧７ｋＶ、測定点間隔が８０ｎｍの条件で結晶方位情報を取得して上記観察領域内のＢＣＣと判断された部分を測定する。このように測定して得られるデータから、検量線法を用いてフェライト中のＭｎ濃度を求め、求められた値をフェライト中のＭｎ濃度の平均値として決定する。
［残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値（Ｍｎγ／ＭｎA）：１．１５０～２．０００］
本発明の実施形態においては、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度（すなわち鋼板のＭｎ含有量）で除した値は１．１５０～２．０００に制御される。残留オーステナイト中のＭｎ濃度を鋼板全体の平均Ｍｎ濃度に対して１．１５０～２．０００倍まで高めることで、残留オーステナイトを適度に安定化することができる。その結果として、鋼板の変形の際に高ひずみ側までＴＲＩＰ効果を適切に発揮することが可能になるとともに、ネッキングの発生と加工誘起変態のタイミングも適正化され、フェライトの固溶強化の抑制との組み合わせに起因して鋼板の伸びを顕著に向上させることが可能となる。伸び向上の観点からは、当該値は高いほど好ましく、例えば１．２００以上、１．２５０以上又は１．３００以上であってもよい。一方で、Ｍｎ濃化の度合いが大きすぎて残留オーステナイトを過度に安定化させた場合には、ネッキングが発生しても残留オーステナイトからマルテンサイトへの加工誘起変態が適切に生じず、鋼板の破断まで残留オーステナイトが残ってしまう場合がある。したがって、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値は２．０００以下とし、例えば１．８００以下又は１．６００以下であってもよい。
残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値についても、同様にＥＰＭＡを用いて決定される。具体的には、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を決定するのに上で説明したのと同様にして取得した結晶方位情報によりＦＣＣ相を分離する。ここで、分離されたＦＣＣ相が残留オーステナイトである。次に、ＥＰＭＡを用いて残留オーステナイト中のＭｎ濃度を測定する。測定に用いる機器は、日本電子社（ＪＥＯＬ）製のＪＸＡ－８５００Ｆである。加速電圧７ｋＶ、測定点間隔が８０ｎｍの条件で結晶方位情報を取得して領域内のＦＣＣと判断された部分を測定する。このように測定して得られるデータから、検量線法を用いて残留オーステナイト中のＭｎ濃度を求め、求められた値を残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値として決定する。
［残留オーステナイト中のＣ濃度の平均値：０．８０質量％以上］
本発明の好ましい実施形態によれば、残留オーステナイト中のＣ濃度の平均値は０．８０質量％以上に制御される。残留オーステナイト中のＣ濃度の平均値は０．８０質量％以上に制御することで、先に説明した残留オーステナイト中のＣ濃化による効果、すなわち残留オーステナイトの安定化に起因する伸びの向上及び加工誘起マルテンサイトの硬さ向上に起因する高強度化を特に顕著なものとすることができる。伸びの向上及び高強度化の観点からは、残留オーステナイト中のＣ濃度の平均値は高いほど好ましく、例えば０．８５質量％以上又は０．９０質量％以上であってもよい。上限は特に限定されないが、残留オーステナイト中のＣ濃度の平均値は、例えば１．００質量％以下、０．９８質量％以下、０．９６質量％以下又は０．９５質量％以下であってもよい。
残留オーステナイト中のＣ濃度の平均値についても、先と同様にＥＰＭＡを用いて決定される。具体的には、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を決定するのに上で説明したのと同様にして、結晶方位情報を取得して領域内のＦＣＣと判断された部分を測定する。このように測定して得られるデータから、検量線法を用いて残留オーステナイト中のＣ濃度を求め、求められた値を残留オーステナイト中のＣ濃度の平均値として決定する。
［表層軟化部］
本発明の別の好ましい実施形態によれば、鋼板は、板厚中心部と、当該板厚中心部の片側又は両側に配置された表層軟化部とを含み、当該表層軟化部が１０μｍ以上の平均厚さを有し、かつ板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．９０倍以下の平均ビッカース硬さを有する。鋼板の表層にこのような軟化部を設けることで、鋼板の曲げ性を向上させることが可能であり、したがって先に説明した伸びの向上にこのような曲げ性の向上を付加することで、部品製造時における加工性の向上以外に、製造後の部品における耐衝突特性にも優れた鋼板を得ることができる。本実施形態においては、１０μｍ以上の平均厚さを有することで鋼板の片側又は両側に表層軟化部を設けた効果を十分に発揮することができる。表層軟化部の平均厚さは、１０μｍ以上の任意の値であってよく、例えば１５μｍ以上、３０μｍ以上、４０μｍ以上、５０μｍ以上、７０μｍ以上、又は１００μｍ以上であってもよい。上限は特に限定されないが、一般的には表層軟化部の平均厚さは板厚の３０％以下である。例えば、表層軟化部の平均厚さは板厚の２５％以下、２０％以下、１５％以下又は１０％以下であってもよく、より具体的には４５０μｍ以下、４００μｍ以下、３００μｍ以下、２５０μｍ以下、２００μｍ以下又は１５０μｍ以下であってもよい。
表層軟化部の平均ビッカース硬さは、板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．９０倍以下の任意の平均ビッカース硬さであってよい。表層軟化部の平均ビッカース硬さを板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．９０倍以下に制御すること、すなわち板厚中心部に対して表層部の硬さを低くすることで、鋼板の曲げ性を確実に向上させることが可能となる。このような曲げ性の向上効果をより高めるために、例えば、表層軟化部の平均ビッカース硬さは、板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．８５倍以下、０．８０倍以下、０．７０倍以下又は０．６０倍以下であってもよい。下限は特に限定されないが、一般的には表層軟化部の平均ビッカース硬さは板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．１０倍以上であり、例えば０．１５倍以上又は０．２０倍以上であってもよい。
本発明において、「表層軟化部の平均厚さ」及び「表層軟化部の平均ビッカース硬さ」は、以下のようにして決定される。まず、鋼板の板厚１／２位置から表層軟化部側の表面に向かって板厚方向に一定の間隔（例えば板厚の５％毎、必要に応じて３％毎、２．５％毎、１％毎又は０．５％毎）で、その板厚方向位置でのビッカース硬さを押し込み荷重１００ｇ重で測定し、次いでその位置から板厚に垂直な方向の線上に同様に押し込み荷重１００ｇ重で合計３点以上、例えば５点又は１０点のビッカース硬さを測定し、それらの平均値をその板厚方向位置での平均ビッカース硬さとする。板厚方向及びそれに垂直な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。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。各測定点の間隔を圧痕の４倍以上の距離としつつ表面から板厚方向に直線的に打刻することが難しい場合には、各測定点の間隔を圧痕の４倍以上の距離としつつ表面から板厚方向にジグザグに打刻してもよい。ある板厚方向位置での平均ビッカース硬さが、同様に測定した板厚１／２位置での平均ビッカース硬さの０．９０倍以下となったとき、その位置より表面側を表層軟化部と定義し、表層軟化部の平均厚さ（μｍ）及び板厚に占めるその割合（％）が決定される。このようにして決定された表層軟化部内でランダムに１０点のビッカース硬さを押し込み荷重１００ｇ重で測定し、それらの平均値を算出することによって表層軟化部の平均ビッカース硬さが決定される。板厚中心部の両側に表層軟化部が配置される場合には、上で説明したのと同様に測定することで、他方の側の表層軟化部の平均厚さ及び平均ビッカース硬さが決定される。
［板厚］
本発明の実施形態に係る鋼板は、特に限定されないが、例えば０．６～６．０ｍｍの板厚を有する。特に限定されないが、板厚は０．８ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上又は１．２ｍｍ以上であってもよい。同様に、板厚は４．０ｍｍ以下、３．０ｍｍ以下、２．５ｍｍ以下又は２．０ｍｍ以下であってもよい。鋼板の板厚はマイクロメータによって測定される。
［めっき］
本発明の実施形態に係る鋼板は、耐食性の向上等を目的として、表面にめっき層をさらに有していてもよい。めっき層は、任意の適切なめっき層であってよく、例えば溶融めっき層及び電気めっき層のいずれでもよい。溶融めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、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溶融めっき層）、又はこれらの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）であってもよい。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であることが好ましく、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であることが好ましい。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。また、めっき層は、例えばアルミめっき層等であってもよい。また、めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
なお、前述の鋼板特徴である、化学組成、組織分率、表層軟化部については、表面のめっきについては対象としない。つまり、めっき鋼板における化学組成、組織分率、表層軟化部の評価は、強アルカリ水溶液に浸漬し、表面のめっき層を除いた鋼板ついて行うものとする。
［機械特性］
本発明の実施形態に係る鋼板によれば、高い引張強さ、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さは、好ましくは１０８０ＭＰａ以上又は１１８０ＭＰａ以上、より好ましくは１２５０ＭＰａ以上又は１３５０ＭＰａ以上である。上限は特に限定されないが、例えば、引張強さは１７８０ＭＰａ以下、１７００ＭＰａ以下、１６００ＭＰａ以下又は１５００ＭＰａ以下であってもよい。加えて、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、このような非常に高い引張強さを有するにもかかわらず、上で説明した化学組成とミクロ組織の特定の組み合わせにより、このような特定の組み合わせを含まない鋼板に対して伸びを確実かつ十分に改善することが可能である。例えば、本発明の実施形態に係る鋼板は、１４％以上の全伸びを達成することができ、好ましくは１５％以上、より好ましくは１６％以上の全伸びを達成することができる。上限は特に限定されないが、例えば、全伸びは３０％以下又は２５％以下であってもよい。引張強さ及び全伸びは、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きから採取したＪＩＳ５号試験片に基づいてＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定される。
本発明の実施形態に係る鋼板は、特には冷延鋼板であってもよい。本発明の実施形態に係る鋼板によれば、上記のとおり、高強度と優れた伸びの相反する特性を確実に両立させることができる。加えて、本発明の特定の好ましい実施形態によれば、曲げ性を顕著に改善することも可能である。それゆえ、本発明の実施形態に係る鋼板は高強度と加工性の両立が求められる技術分野の部品などにおいて使用するのに有用であり、とりわけ自動車分野の部品などにおいて使用するのに有用である。好ましい実施形態においては、本発明の実施形態に係る鋼板を含む自動車部品が提供される。自動車部品の一例としては、骨格部品や、バンパー、その他、強度が必要な他の構造部品及び補強部品等が挙げられる。これらの部品は、それらの少なくとも一部において本発明の実施形態に係る鋼板を含んでいればよく、それゆえこれらの部品の少なくとも一部において先に述べた化学組成及び金属組織の特徴を満たすものである。プレス成形等の成形において金型と直接接触せず、加工の程度も比較的低い鋼板の部位では、金属組織の特徴は成形前後において特に変化しない。
＜鋼板の製造方法＞
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、
鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを１２００～１４００℃の温度に加熱して仕上げ圧延し、次いで５００～７００℃の温度で巻き取り、巻き取ったコイルを６００～７５０℃の温度域で１．０～５．０時間にわたり停留させることを含み、前記仕上げ圧延の終了温度が９００℃以上である熱間圧延工程、
得られた熱延鋼板を酸洗する酸洗工程、
酸洗された熱延鋼板を２０～９０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程、並びに
得られた冷延鋼板を焼鈍する工程であって、前記焼鈍は、前記冷延鋼板を加熱して７８０～９００℃の最高加熱温度にて３０～５００秒間保持し、次いで冷却及び停留させることを含み、前記冷却は前記最高加熱温度から６５０℃以上の１次冷却停止温度まで平均冷却速度１．０～２０．０℃／秒にて１次冷却し、次いで１００～３００℃未満の２次冷却停止温度まで平均冷却速度２０℃／秒以上にて２次冷却することを含み、前記停留は２次冷却された冷延鋼板を加熱し、３００～４５０℃の温度域にて１００秒以上停留させることを含む焼鈍工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
［スラブ］
熱間圧延に供されるスラブは、鋳造されたスラブであればよく、特定の鋳造スラブに限定されない。例えば、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスターで製造されたスラブであればよい。
［スラブの加熱温度：１２００～１４００℃］
鋳造後一旦冷却したスラブを加熱してから熱間圧延に供する場合、スラブを１２００～１４００℃に加熱する。本発明の実施形態に係る鋼板の製造に用いるスラブは、合金元素を比較的多く含有している。このため、スラブを熱間圧延に供する前に、スラブを加熱して合金元素をスラブ中に固溶させる必要がある。スラブの加熱温度が１２００℃未満であると、合金元素がスラブ中に十分に固溶せずに粗大な合金炭化物が残り、熱間圧延中に脆化割れが生じる場合がある。このため、スラブの加熱温度は１２００℃以上とする。スラブの加熱温度の上限は、特に限定されないが、加熱設備の加熱能力や生産性の観点から１４００℃以下とする。
［粗圧延］
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
［仕上げ圧延終了温度：９００℃以上］
加熱されたスラブ又はそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施される。上記のように本発明の実施形態に係る鋼板の製造に用いるスラブは合金元素を比較的多く含有しているため、熱間圧延の際に圧延荷重を大きくする必要がある。このため、熱間圧延は高温で行われることが好ましい。特に仕上げ圧延の終了温度は、鋼板のミクロ組織の制御の点で重要である。仕上げ圧延の終了温度が（オーステナイト＋フェライト）の２相温度域にあると、ミクロ組織の不均一性が大きくなり、熱処理後の成形性が低下する場合がある。このため、仕上げ圧延の終了温度を９００℃以上とする。上限は特に限定されないが、オーステナイトの粗大化を抑制するため、仕上げ圧延の終了温度は、例えば１１００℃以下とすることが好ましい。
［巻取温度：５００～７００℃］
次に、仕上げ圧延された熱延鋼板は、５００～７００℃の温度で巻き取られる。熱延鋼板の巻取温度が７００℃を超えると、ミクロ組織の不均一性が大きくなって熱処理後の成形性が劣化しやすい。このため、巻取温度は７００℃以下とする。巻取温度が５００℃未満では、熱延板強度が過度に高くなり冷延性を損なうため、巻取温度の下限を５００℃とする。
［巻取り後のコイルの停留温度：６００～７５０℃］
巻取り後のコイルの停留制御は、最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値（ＭｎF／ＭｎA）及び残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値（Ｍｎγ／ＭｎA）を所望の範囲内に制御する上で非常に重要である。より詳しく説明すると、まず、仕上げ圧延された熱延鋼板を５００～７００℃の温度でコイルに巻き取ることにより、フェライト、パーライト及びベイナイトが得られる。次いで、このようなミクロ組織を有するコイルを６００～７５０℃で停留させると、フェライトやベイナイト中のベイニティックフェライトから、パーライトやベイナイトに含まれる炭化物中へのＭｎの濃化を促すことができ、Ｍｎ濃度の分布を生じさせることができる。Ｍｎが濃化した炭化物は、以降の焼鈍後に残留オーステナイトとなりやすく、Ｍｎにより化学的安定性が上昇し、伸びの向上に寄与する。停留温度が６００℃未満では、Ｍｎが十分に拡散することができないため、パーライトやベイナイトに含まれる炭化物中へのＭｎの濃化を促進させることができなくなる。したがって、最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を十分に高めることができず、これに関連して、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を十分に低減することができなくなる。その結果として、最終的に得られる鋼板のミクロ組織において所望のＭｎF／ＭｎA値及び／又はＭｎγ／ＭｎA値を得ることができなくなる。したがって、停留温度の下限を６００℃とする。一方で、停留温度が７５０℃超では、Ｍｎが過度に濃化してしまい、ＴＲＩＰ効果を発現し難くなるため、停留温度の上限を７５０℃とする。巻取った後のコイルを６００～７５０℃に停留させる方法は、コイルを再加熱してもよいし、断熱性の高い箱でコイルを覆ってもよく、特定の方法に限定されない。
［巻取り後のコイルの停留時間：１．０～５．０時間］
上述のように、巻取ったコイルを６００～７５０℃で停留させることで、フェライトやベイナイト中のベイニティックフェライトから、パーライトやベイナイトに含まれる炭化物中へのＭｎの濃化を促すことができ、Ｍｎ濃度の分布を生じさせることができる。しかしながら、停留時間が１．０時間未満では、Ｍｎを十分に拡散させることができないため、パーライトやベイナイトに含まれる炭化物中へのＭｎの濃化を促進させることができなくなる。したがって、最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を十分に高めることができず、これに関連して、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を十分に低減することができなくなる。その結果として、最終的に得られる鋼板のミクロ組織において所望のＭｎF／ＭｎA値及び／又はＭｎγ／ＭｎA値を得ることができなくなる。したがって、停留時間の下限を１．０時間とする。一方で、停留時間が５．０時間超では、Ｍｎが過度に濃化してしまい、ＴＲＩＰ効果を発現し難くなるため、停留時間の上限を５．０時間とする。
［酸洗工程］
酸洗工程では、熱延鋼板の表面の酸化物を除去し、冷延鋼板の化成処理性やめっき性の向上を図る。酸洗に用いる溶液は、通常の酸洗に用いる溶液であればよく、たとえば５ｖｏｌ．％以上の塩酸や硫酸が挙げられる。また、酸洗は一回でもよく、必要に応じ複数回に分けて行ってもよい。
［冷延工程］
酸洗した熱延鋼板を、圧下率２０～９０％の冷間圧延に供して冷延鋼板とする。冷間圧延の圧下率を２０％以上とすることによって、冷延鋼板の形状を平坦に保って最終製品の延性低下を抑制し得る。冷間圧延の圧下率は、好ましくは３０％以上である。一方、冷間圧延の圧下率を９０％以下とすることによって、圧延荷重が過大になって圧延が困難となることを抑制し得る。冷間圧延の圧下率は、好ましくは８０％以下である。圧延パスの回数およびパス毎の圧下率は、特に限定されず、冷間圧延の圧下率が上記範囲となるように適宜設定されればよい。
［焼鈍工程］
［最高加熱温度：７８０～９００℃］
最高加熱温度を７８０～９００℃とすることによって、焼鈍中にオーステナイトが生成し、最終組織として所定量の焼戻しマルテンサイトを得やすくなる。このため、鋼板が所望の引張強さを満たし易くなる。最高加熱温度が７８０℃未満では、十分なオーステナイトが生成されず、冷却後に所定量の焼戻しマルテンサイトが得られないため、最高加熱温度の下限を７８０℃とする。一方、最高加熱温度を９００℃超とする場合、鋼板の特性上は問題ないが、生産性が低下する。このため、最高加熱温度は９００℃以下とし、８５０℃以下であることが好ましい。
［保持時間：３０～５００秒］
上述のように、焼鈍工程の最高加熱温度では、オーステナイトが生成し、最終組織として所定量の焼戻しマルテンサイトを得やすくなる。保持時間が３０秒未満では、十分なオーステナイトが生成されず、冷却後に所定量の焼戻しマルテンサイトが得られないため、保持時間の下限を３０秒とする。保持時間の上限は、材質上影響を及ぼさないが、長すぎる場合は生産性を落とすため、５００秒を上限とする。
［露点］
焼鈍工程では、最高加熱温度での保持の際の炉内雰囲気は、露点を－３０℃以上に高めてもよい。このような雰囲気下で焼鈍工程を実施することで、鋼板表面からの脱炭反応を促進させることが可能となる。その結果として、１０μｍ以上の平均厚さを有し、かつ板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．９０倍以下の平均ビッカース硬さを有する表層軟化部を形成することができる。鋼板の表層にこのような軟化部を設けることで、鋼板の曲げ性を向上させることが可能となり、先に説明した伸びの向上にこのような曲げ性の向上を付加することで、部品製造時における加工性の向上以外に、製造後の部品における耐衝突特性にも優れた鋼板を得ることができる。
［１次冷却］
［最高加熱温度から６５０℃以上の１次冷却停止温度までの平均冷却速度：１．０～２０．０℃／秒］
所望のフェライト面積率を得るために、最高加熱温度からの１次冷却を適切に行う必要があり、より具体的には、当該１次冷却は、最高加熱温度から６５０℃以上の１次冷却停止温度まで平均冷却速度１．０～２０．０℃／秒にて行われる。１次冷却停止温度が６５０℃未満となると、過度にフェライトが生成してしまい、焼戻しマルテンサイトの面積率が十分に得られなくなり強度が低下する。このため、冷却停止温度の下限を６５０℃とする。最高加熱温度から１次冷却停止温度までの平均冷却速度が１．０℃／秒未満でも、過度にフェライトが生成してしまい、焼戻しマルテンサイトの面積率が十分に得られなくなり強度が低下する。このため、平均冷却速度の下限は１．０℃／秒とする。平均冷却速度が２０．０℃／秒超では、フェライトを生成させることができないため、１次冷却の効果は発揮できない。
［２次冷却］
［２次冷却停止温度：１００～３００℃未満］
次に、冷延鋼板を１次冷却停止温度から２次冷却として１００～３００℃未満に冷却する。２次冷却では、焼入れによりマルテンサイトを得ることができる。２次冷却で生成したマルテンサイトは、後述の停留操作において焼戻されることで、焼戻しマルテンサイトとなる。また、停留操作においてベイナイト変態を進め、残留オーステナイトを得るためには、２次冷却において一定量の未変態オーステナイトを残す必要がある。２次冷却停止温度が低いほど、マルテンサイトが増加し未変態オーステナイト量が減少するため、所望量の残留オーステナイトを得ることができなくなる。したがって、２次冷却停止温度の下限を１００℃とする。一方、２次冷却停止温度が３００℃以上では、２次冷却段階において十分なマルテンサイトが得られない。このため、その後の停留操作によっても所望量の焼戻しマルテンサイトを得ることができない。また、この場合には、停留操作後に未変態のオーステナイトが比較的多く残ることがあり、このような未変態のオーステナイトはその後冷却されて最終的に焼入れままマルテンサイトを多く生成してしまうことがある。したがって、２次冷却停止温度の上限を３００℃未満とする。
［平均冷却速度：２０℃／秒以上］
上述のように、１次冷却停止温度からの２次冷却では、マルテンサイトを得る。この間の平均冷却速度が２０℃／秒未満では、焼きが入りづらく、ベイナイトが多く生成してしまい、最終的なミクロ組織において所望量の焼戻しマルテンサイトが得られない。従って、２次冷却の平均冷却速度は２０℃／秒とする。
［３００～４５０℃の温度域にて１００秒以上停留］
２次冷却後、冷延鋼板を３００～４５０℃の温度域で１００秒以上停留させることで、２次冷却で得られたマルテンサイトを焼戻し、焼戻しマルテンサイトを得ることができる。さらに、２次冷却時に変態していない未変態オーステナイトをベイナイト変態させ、オーステナイト中へのＣ濃化を促すことで、残留オーステナイトを十分な量において得ることができるとともに、残留オーステナイト中のＣ濃度も高めることができる。停留温度が３００℃未満では、焼戻しが不十分となり、焼入れままマルテンサイトが残存しやすくなり、伸びが劣化する。このため、停留温度の下限を３００℃とする。一方、４５０℃超では、過度に焼戻しが進行し、十分な強度が得られない。このため、停留温度の上限を４５０℃とする。停留時間は、ベイナイト変態を進めるために必要である。停留時間が１００秒未満では、ベイナイト変態が完了せず、十分な残留オーステナイトを得ることができず、及び／又は残留オーステナイト中の所望のＣ濃度も得ることができない。
［めっき処理および表面処理］
また、電気めっき処理、蒸着めっき処理等のめっき処理を鋼板に施してもよく、更に、めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。また、有機皮膜の形成、フィルムラミネート、有機塩類または無機塩類処理、ノンクロム処理等の表面処理を鋼板に施してもよい。
めっき処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行う場合、例えば、亜鉛めっき浴の温度より４０℃低い温度以上かつ亜鉛めっき浴の温度より５０℃高い温度以下の温度に鋼板を加熱又は冷却し、当該鋼板を亜鉛めっき浴に通す。このような溶融亜鉛めっき処理により、表面に溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｆｅ：７質量％以上１５質量％以下、並びに残部：Ｚｎ、Ａｌ及び不純物で表される化学組成を有する。また、溶融亜鉛めっき層は、亜鉛合金であってもよい。
溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う場合、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板を４６０℃以上６００℃以下の温度に加熱する。この温度が４６０℃未満では、合金化が不足することがある。一方、この温度が６００℃超では、合金化が過剰となって耐食性が劣化することがある。このような合金化処理により、表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
以上に例示した方法によって、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
以下の実施例では、本発明の実施形態に係る鋼板を種々の条件下で製造し、得られた鋼板の引張強さ及び伸びの特性について調べた。
まず、溶鋼を連続鋳造法にて鋳造して表１に示す種々の化学組成を有するスラブを形成し、これらのスラブを表２に示す加熱温度に加熱して熱間圧延を行った。熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延を行うことにより実施した。より具体的には、粗圧延は全ての実施例及び比較例で同じ条件であり、仕上げ圧延の終了温度及び巻取温度は表２に示すとおりであった。次に、巻き取ったコイルを表２に示す最高温度にて表２に示す時間にわたり停留させた。得られた熱延鋼板に酸洗を施し、次いで表２に示す圧下率にて冷間圧延を施して１．４ｍｍの板厚を有する冷延鋼板を得た。次に、得られた冷延鋼板に対し、表２に示す条件下で、加熱、１次冷却、２次冷却及び停留操作からなる焼鈍を施した。最高加熱温度での保持の際の炉内における露点は表２に示すとおりであった。最後に、めっき処理として溶融亜鉛めっきを適宜施し、さらにそのうちの幾つかについて合金化処理を施した。
得られた鋼板の特性は以下の方法によって測定及び評価した。
［引張強さ（ＴＳ）及び全伸び（Ｅｌ）］
引張強さ（ＴＳ）及び全伸び（Ｅｌ）は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きから採取したＪＩＳ５号試験片に基づいてＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定した。
［曲げ性］
曲げ性は限界曲げ半径Ｒと板厚ｔとの比Ｒ／ｔにより評価する。限界曲げ半径Ｒは、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向（曲げ稜線が圧延方向と一致）となるようにＪＩＳ Ｚ ２２０４：１９９６に記載の１号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２０２２に準じてＶ曲げ試験を行った。ダイとパンチの角度は６０°とし、パンチの先端半径を０．５ｍｍ単位で変えて曲げ試験を行い、亀裂が発生せずに曲げることができるパンチ先端半径を限界曲げ半径Ｒとして求めた。
［耐衝突特性］
耐衝突特性は、ＴＳ、ＥｌおよびＲ／ｔで優劣を判断した。すなわち、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、Ｅｌが１４％以上、Ｒ／ｔが１．５以下をすべて満足する場合を◎、２つ満足する場合を〇、１つ以下しか満たさない場合を×として耐衝突特性を評価した。
ＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、かつＥｌが１４％以上である場合を、高強度でかつ改善された伸びを達成することができる鋼板として評価した。その結果を表３に示す。
表１～３を参照すると、比較例２２及び２６は、それぞれＣ及びＭｎ含有量が低かったためにＴＳが低下した。比較例２３及び２７は、それぞれＣ及びＭｎ含有量が高かったために熱延板の強度が高くなりすぎてしまい、冷間圧延を適切に実施することができなかった。比較例２４は、Ｓｉ及びＡｌの合計の含有量が低かったために、ベイナイト変態の際の未変態オーステナイト中へのＣ濃化が十分でなかったと考えられる。その結果として、所望量の残留オーステナイトを得ることができず、Ｅｌが低下した。比較例２５は、Ｓｉ及びＡｌの合計の含有量が高かったために、過度な高強度化及び／又は過度な残留オーステナイトの安定化により冷間圧延の際の圧延荷重が過大となって鋼板に割れが生じてしまった。比較例２８及び２９は、巻取り後のコイルの停留時間が短かったために、Ｍｎを十分に拡散させることができず、パーライトやベイナイトに含まれる炭化物中へのＭｎの濃化を促進させることができなかったと考えられる。その結果として、当該炭化物からの残留オーステナイトの生成が十分でなく、また、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を十分に高めるとともに、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を十分に低減することができず、これに関連してＥｌが低下した。比較例３０は、巻取り後のコイルの最高温度（停留温度）が低かったために、同様にＭｎを十分に拡散させることができず、パーライトやベイナイトに含まれる炭化物中へのＭｎの濃化を促進させることができなかったと考えられる。その結果として、当該炭化物からの残留オーステナイトの生成が十分でなく、また、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を十分に高めるとともに、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を十分に低減することができず、これに関連してＥｌが低下した。
比較例３１は、焼鈍工程における最高加熱温度が低かったために、オーステナイト化が不十分となり、所望量の焼戻しマルテンサイトを得ることができなかった。その結果としてＴＳが低下した。比較例３２は、焼鈍工程における最高加熱温度での保持時間が短かったために、同様にオーステナイト化が不十分となり、所望量の焼戻しマルテンサイトを得ることができなかった。その結果としてＴＳが低下した。比較例３３は、焼鈍工程における１次冷却停止温度が低かったために、過度にフェライトが生成してしまい、これに関連して所望量の焼戻しマルテンサイトが得られず、ＴＳが低下した。比較例３４は、焼鈍工程における１次冷却の平均冷却速度が遅かったために、同様に過度にフェライトが生成してしまい、これに関連して所望量の焼戻しマルテンサイトが得られず、ＴＳが低下した。比較例３５は、焼鈍工程における２次冷却停止温度が低かったために、焼戻しマルテンサイトが多く生成し、これに関連して残留オーステナイトが得られず、Ｅｌが低下した。比較例３６は、焼鈍工程における２次冷却停止温度が高かったために、停留操作後に残った未変態のオーステナイトから焼入れままマルテンサイトが多く生成したものと考えられ、その結果としてＥｌが低下した。比較例３７は、焼鈍工程における３００～４５０℃の温度域での停留時間が短かったために、ベイナイト変態の際の未変態オーステナイト中へのＣ濃化が十分でなかったと考えられる。その結果として、所望量の残留オーステナイトを得ることができず、Ｅｌが低下した。比較例３８は、焼鈍工程における２次冷却の平均冷却速度が遅かったために、ベイナイトが多く生成してしまい、所望量の焼戻しマルテンサイトを得ることができなかった。その結果としてＴＳが低下した。比較例３９は、巻取り後のコイルの最高温度（停留温度）が低く、一方で巻取り後のコイルの停留時間が長かったために、Ｍｎの適切な濃化を実現することができなかったと考えられる。その結果として、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を高めることはできたものの、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を十分に低減することができず、これに関連してＥｌが低下した。比較例４０は、巻取り後のコイルの停留時間が短かったために、Ｍｎを十分に拡散させることができず、パーライトやベイナイトに含まれる炭化物中へのＭｎの濃化を促進させることができなかったと考えられる。その結果として、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を十分に高めることができず、これに関連してＥｌが低下した。
これとは対照的に、全ての実施例に係る鋼板において、所定の化学組成を有し、面積率で焼戻しマルテンサイト：４０～６５％、フェライト：１５～４０％、及び残留オーステナイト：１０～２０％を含むよう構成するとともに、フェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値を０．９８０以下に制御し、さらに残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値を１．１５０～２．０００に制御することで、９８０ＭＰａ以上の非常に高い引張強さを有するにもかかわらず、鋼板の伸びを顕著に向上させることができた。とりわけ、１０μｍ以上の平均厚さを有し、かつ板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．９０倍以下の平均ビッカース硬さを有する表層軟化部を設けた実施例１～１５、１９～２１、４１及び４２では、Ｒ／ｔが１．５以下であり、それゆえ曲げ性が高く、さらにＴＳが９８０ＭＰａ以上でかつＥｌが１４％以上であったことから、非常に高い耐衝突特性を達成することができた。

Claims (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．２００～０．３５０％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：１．４０～４．００％、
    Ｐ：０．１０００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：２．００％以下、
    Ｎ：０．０２００％以下、
    Ｏ：０．０２００％以下、
    Ｃｒ：０～２．０００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｔｉ：０～０．５００％、
    Ｎｂ：０～０．５００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃｕ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～１．０００％、
    Ｗ：０～０．１００％、
    Ｖ：０～１．０００％、
    Ｔａ：０～０．１００％、
    Ｃｏ：０～３．０００％、
    Ｓｎ：０～１．０００％、
    Ｓｂ：０～０．５００％、
    Ａｓ：０～０．０５０％、
    Ｍｇ：０～０．０５０％、
    Ｚｒ：０～０．０５０％、
    Ｃａ：０～０．０５００％、
    Ｙ：０～０．０５００％、
    Ｌａ：０～０．０５００％、
    Ｃｅ：０～０．０５００％、
    Ｂｉ：０～０．０５００％、並びに
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    １．００≦［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦２．２０を満たし、式中、［Ｓｉ］及び［Ａｌ］は各元素の含有量（質量％）である化学組成を有し、
    面積率で、
    フェライト：１５～４０％、
    焼戻しマルテンサイト：４０～６５％、
    残留オーステナイト：１０～２０％、
    ベイナイト：１０～３０％、
    パーライト：０～１０％、及び
    焼入れままマルテンサイト：０～１０％からなり、
    前記フェライト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値が０．９８０以下であり、
    前記残留オーステナイト中のＭｎ濃度の平均値を母材のＭｎ濃度で除した値が１．１５０～２．０００であるミクロ組織を有することを特徴とする、鋼板。
  2. 前記化学組成が。質量％で、
    Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
    Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
    Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃｕ：０．００１～１．０００％、
    Ｎｉ：０．００１～１．０００％、
    Ｗ：０．００１～０．１００％、
    Ｖ：０．００１～１．０００％、
    Ｔａ：０．００１～０．１００％、
    Ｃｏ：０．００１～３．０００％、
    Ｓｎ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｂ：０．００１～０．５００％、
    Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
    Ｙ：０．０００１～０．０５００％、
    Ｌａ：０．０００１～０．０５００％、
    Ｃｅ：０．０００１～０．０５００％、及び
    Ｂｉ：０．０００１～０．０５００％
    のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記残留オーステナイト中のＣ濃度の平均値が０．８０質量％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. 板厚中心部と、前記板厚中心部の片側又は両側に配置された表層軟化部とを含み、前記表層軟化部が１０μｍ以上の平均厚さを有し、かつ板厚１／２位置の平均ビッカース硬さの０．９０倍以下の平均ビッカース硬さを有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
  5. 引張強さが１１８０ＭＰａ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。
  6. 請求項１又は２に記載の鋼板を含むことを特徴とする、部品。
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