WO2009096595A1

WO2009096595A1 - 高強度鋼板とその製造方法

Info

Publication number: WO2009096595A1
Application number: PCT/JP2009/051914
Authority: WO
Inventors: Hiroshi Matsuda; Reiko Mizuno; Yoshimasa Funakawa; Yasushi Tanaka
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-01-31
Filing date: 2009-01-29
Publication date: 2009-08-06
Anticipated expiration: 2010-07-31
Also published as: JP2009203549A; US20110048589A1; CA2713195A1; EP2258887A4; JP5365216B2; CN101932745B; MX2010008404A; EP2258887A1; CN101932745A; KR101225404B1; KR20100116608A; CA2713195C; EP2258887B1; US8840834B2

Abstract

引張強さ：1400MPa以上の高強度と優れた成形性を両立した超高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に提案する。質量％で、Ｃ：0.12％以上0.50％以下、Si：2.0％以下、Mn：1.0％以上5.0％以下、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.07％以下、Al：1.0％以下およびＮ：0.008％以下を含有させ、残部はFeおよび不可避不純物の組成にし、鋼組織は、面積率で、オートテンパードマルテンサイトが80％以上を満足させるとともに、フェライトが５％未満、ベイナイトが10％以下、残留オーステナイトが５％以下を満足させ、該オートテンパードマルテンサイト中における５nm以上0.5μm以下の鉄系炭化物の平均析出個数を１mm2あたり５×104個以上とする。

Description

明細書高強度鋼板とその製造方法技術分野

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される成形性に優れた引張強さ力 SMOOMPa 以上の高強度鋼板とその製造方法に関するものである。なお、本発明の高強度鋼板には、鋼板の表面に溶融亜鉛めつきまたは合金化溶融亜鉛めつきを施したものを含むものとする。背景技術

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。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。しかしながら、鋼板の高強度化は成形加工性の低下を招くことから、高い強度と優れた加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。このような要求に対して、これまでにフェライトーマルテンサイトニ相鋼（DP鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した TRIP鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。

さらに近年では、引張強さで 1400MPaを超える高強度鋼板を活用することが検討されており、その開発が進められている。

例えば、特許文献 1には、所定の条件で焼鈍後、嘖水中で室温まで急冷した後に過時効処理することにより、成形性や鋼板形状が良好な引張強さが 1500MPaを超える超高強度冷延鋼板が、特許文献 2には、所定の条件で焼鈍後、噴水中で室温まで急冷した後に過時効処理することにより、加工性おょぴ衝撃特性に優れた引張強さが 1500MPaを超える超髙強度冷延鋼板が提案されている。また、特許文献 3には、マルテンサイトを体積率で 70%以上含む鋼組織にすると共に、所定の大きさ以上の Fe— C系析出物の個数を制限することによつて水素脆化を防止した引張強さが 980MPa以上の高強度薄鋼板が提案されている。

特許文献 1 ：特許第 2528387号公報

特許文献 2 ：特公平 8 - 26401号公報

特許文献 3 ：特許第 2826058号公報発明の開示

しかしながら、上述した従来技術には次に述べる課題があった。

特許文献 1および 2においては、延性や曲げ性は考慮されているものの、伸ぴフランジ性については考慮されておらず、また、焼鈍後に噴水中で室温まで急冷する必要があるため、焼鈍炉と過時効炉の間に鋼板を急冷することができる特別な設備を有したラィンでなければ製造できないという問題があった。また、特許文献 3においては、単に鋼板の水素脆化の改善が示されているだけで、曲げ加工性についての若干の検討を除けば、加工性について十分な考慮が払われていない点に問題を残していた。

一般に、鋼板の高強度化を図るためには、全組織に対する硬質相の割合を増加させる必要がある。特に MOOMPaを超える引張強さを得ようとする場合、硬質相の割合を大幅に髙める必要があるため、鋼板の加工性は硬質相の加工性が支配的となる。すなわち、硬質相の割合が少ない場合には、フェライトが変形することにより、硬質相の加工性が十分でない場合においても最低限の加工性は確保されるが、硬質相の割合が多い場合には、フェラィトの変形が期待できないので、硬質相の変形能自体が鋼板の成形性に直接影響するようになる。従って、硬質相の加工性が十分でな、場合には、鋼板の成形性は著しく劣化する。このため、冷延鋼板の場合には、例えば前述のように水焼入れ機能を有する連続焼鈍設備において水焼入れを施すことによりマルテンサイトを生成させた後、再加熱してマルテンサイトを焼戻すことにより硬質相の加工性を向上させてきた。 '

しかしながら、このようなマルテンサイトを生成させた後に、加熱によりマルテンサイトを焼戻しすることが不可能な設備の場合には、強度の確保は可能なものの、マルテンサイトなどの硬質相の加工性を確保することが困難であった。

また、マルテンサイト以外の硬質相として、べィナイトゃパーライトを活用することによって、硬質相の加工性を確保し、冷延鋼板の伸びフランジ性の向上が図られてきたが、ベイナイトやパーライトでは、必ずしも十分な加工性が確保できず、また、強度をはじめとする特性の安定性に問題が生じることがあった。

特に、べィナイトを活用した場合には、べィナイトが生成する温度と保持する時間のばらつきにより延性や伸びフランジ性が大きく変化することが問題であった。

さらに、延性と伸ぴフランジ性を確保するために、マルテンサイトとべイナィトの混在組織とするなどの検討も行われてきた。

し力しながら、硬質相を種々の相の混在組織とし、かつその分率を高精度で制御するためには、熱処理条件の厳密な制御が必要であり、製造安定性の点に問題を残していた。本発明は、上記の^を有利に解決するもので、引張強さ： 1400MPa以上の高強度と優れた成形性を両立した超高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。

なお、成形性については、 TS XT. E1および伸ぴフランジ性の指標である； L値で評価するものとし、本発明では、 TS XT. El≥14500MPa · %、 λ≥15%を目標特性とする。

上記の課題を解決すべく、発明者らは、マルテンサイトの生成過程、特に鋼板の冷却条件がマルテンサイトに与える影響について研究を行った。 .

その結果、冷間圧延後の熱処理条件を最適に制御すれば、マルテンサイト変態と同時に、変態後のマルテンサイトが焼戻しされ、この処理により生成されるオートテンパードマルテンサイトを所定の割合に制御することにより、本発明で目標とする優れた成形性と引張強さ： 1400MPa以上の高強度を兼ね備える髙強度鋼板が得られることの知見を得た。

本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたもので、その要旨構成は、次のとおりである。

1 . 質量％で、

C： 0. 12%以上 0. 50%以下、

Si： 2. 0%以下、

Mn： 1. 0%以上 5. 0%以下、，

P ： 0. 1%以下、

S ： 0. 07%以下、

A1： 1. 0%以下および

N： 0. 008%以下

を含有し、残部は Feおよび不可避不純物の組成になり、鋼組織として面積率で、オートテンパードマルテンサイトを 80%以上有するとともに、フェライトが 5 %未満、べィナイトが 10%以下、残留オーステナイトが 5 %以下を満足し、該オートテンパードマルテンサイト中における 5 ran以上 0. 5 m以下の鉄系炭化物の平均析出個数が 1讓²あたり 5 X 10⁴個以上で、かつ引張強さが 1400MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。

2 . 前記鋼板がさらに、質量。 /₀で、

Cr： 0. 05%以上 5. 0%以下、

V： 0. 005%以上 1. 0%以下おょぴ Mo： 0. 005%以上 0. 5%以下

のうちから選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを特徴とする上記 1に記載の高強度鋼板。

3 . 前記鋼板がさらに、質量％で、

Ti： 0. 01%以上 0. 1%以下、

Nb： 0. 01%以上 0. 1%以下、

B ： 0. 0003%以上 0. 0050%以下、

Ni： 0. 05%以上 2. 0%以下おょぴ

Cu： 0. 05%以上 2. 0%以下

のうちから選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを特徴とする上記 1または 2に記載の高強度鋼板。

4 . 前記鋼板がさらに、質量％で、

Ca： 0. 001%以上 0. 005%以下おょぴ

REM： 0. 001%以上 0. 005%以下

のうちから選ばれる 1種または 2種の元素を含有することを特徴とする上記 1乃至 3のいずれかに記載の高強度鋼板。

5 . 前記オートテンパードマルテンサイトのうち、 0. 1 μ m以上 0. 5 μ m以下の鉄系炭化物の析出個数が 1醒 ²あたり 5 X 10²個以下であるォートテンパードマルテンサイトの割合が、前記ォートテンパードマルテンサイト全体に対して面積率で 3 %以上であることを特徴とする上記 1乃至 4のいずれかに記載の高強度鋼板。

6 . 前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めつき層をそなえることを特徴とする上記 1乃至 5のいずれかに記載の髙強度鋼板。

7 . 前記鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めつき層をそなえることを特徴とする上記 1乃至 5のいずれかに高強度鋼板。

8 . 上記 1乃至 4のいずれか 1項に記載の成分組成になる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、 A_{c 3}変態点以上 1000°C以下の第一温度域で 15 秒以上 600秒以下の焼鈍を施した後、該第一温度域から 780 までを平均で 3 °C /秒以上の速度で冷却し、 780°Cから 550°Cまでの第二温度域を平均で 10°C/秒以上の速度で冷却した後、 Ms点が 300°C未満の場合には、少なくとも Ms点から 150°Cまでの第三温度域を 0. 01°C /秒以上 10°C/秒以下、 Ms点が 300で以上の場合には、 Ms点から 300°Cまでを 0. 5 /秒以上 10°C/秒以下かつ 300°Cから 150°Cまでを 0. 01°C/秒以上 10°C/秒以下で冷却し、この'第' 温度域においてマルテンサイトを生じさせると同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻しするォートテンパ処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

9 . 前記第二温度域を経た鋼板を、 Ms点が 300で未満の場合には、少なくとも Ms点から 150°Cまでの第三温度域を 1. 0°C/秒以上 10°C/秒以下で、 Ms点が 300°C以上の場合には、 M s点から 300°Cまでを 0. 5°C/秒以上 10。C/秒以下かつ 300°Cから 1δ0¾までを 1. 0°C/秒以上 10°C/秒以下で冷却し、この第三温度域においてマノレテンサイトを生じさせると同時に、。変態後のマルテンサイトを焼戻しするォートテンパ処理を行うことを特徴とする上記 8 に記載の高強度鋼板の製造方法。

本発明によれば、適正量のオートテンパードマルテンサイトを鋼板中に含有させることによって、引張強さ： 1400MPa以上の高い強度と優れた加工性を兼ね備えた超高強度鋼板を得ることができ、自動車車体の軽量ィヒに大きく寄与する。 ' また、本発明の高強度鋼板の製造方法では、焼入れ後の鋼板の再加熱を要しないことから、特別な製造設備を必要とせず、さらには溶融亜鉛めつき、あるいは合金化溶融亜鉛めつきプロセスにも容易に適用可能であるため、省工程およぴコスト低減に貢献する。図面の簡単な説明

図 1は、通常の焼戻しマルテンサイトを得る、焼入れ ·焼戻し工程を示した模式図である。図 2 Aは、本発明に従い、オートテンパー.ドマルテンサイトを得るオートテンパ処理工程を示した模式図である。

図 2 Bは、本発明に従い、オートテンパードマルテンサイトを得るオートテンパ処理工程を示した模式図である。発明を実施するための形態

以下、本発明を具体的に説明する。

まず、本発明において、鋼板の組織を上記のように限定した理由について述べる。ォートテンパードマルテンサイトの面積率： 80%以上

本発明において、ォートテンパードマルテンサイトとは、従来のように焼入れ ·焼戻し処理により得られるいわゆる焼戻しマルテンサイトではなく、オートテンパ処理によりマルテンサイト変態とその焼戻しを同時に進行させることにより得られる組織を意味する。その組織は、通常の焼入れ ·焼戻し処理のように、焼入れによるマルテンサイト変態完了後に昇温して焼戻しすることにより生成する均一に焼戻された組織ではなく、 Ms点以下の領域での冷却過程を制御し、マルテンサイト変態とその焼戻しを段階的に進めて焼き戻し状況の異なるマルテンサイトを混在させた組織である。

このオートテンパーマルテンサイトは、鋼板の髙強度化に寄与する硬質相である。従つて、引張強さ 1400MPa以上の高強度を得るには、オートテンパードマルテンサイトの面積率を 80%以上とすることが必要である。また、オートテンパードマルテンサイトは、硬質相であるだけでなく加工性にも優れるため、面積率が 100%であっても所望の加工性を確保できる。

本発明において、鋼板糸且織は、上記したォートテンパードマルテンサイトからなるものとすることが好ましい。一方、フェライト、べィナイト、残留オーステナイトといったその他の相が形成される場合がある力以下に述べる許容範囲内であれば、これらの相が形成されていても問題はない。

フェライトの面積率： 5 %未満（ただし 0 %を含む）

フェライトは軟質な組織であり、本発明の鋼板であるオートテンパードマルテンサイトを 80%以上有する鋼組織へのフェライトの混入量が面積率で 5 %以上となると、フェライトの分布によっては、引張強さ： 1400MPa以上、より好ましくは 1470MPa以上を確保することが困難な場合がある。そこで本発明ではフェライトの面積率を 5 %未満とした。

べィナイトの面積率： 10%以下（ただし 0 %を含む）

べィナイトは高強度化に寄与する硬質相であるため、オートテンパードマルテンサイトとともに鋼組織内に含まれてもよい。しかしながら、ベイナイトは、その生成温度域によつて特性が大きく変化して材質のパラツキを増加させる傾向があるため、 10%以下とする必要がある。好ましくは 5 %以下である。

残留オーステナイト面積率： 5 %以下（ただし 0 %を含む）

残留オーステナイトは加工時に変態して硬質なマルテンサイトとなり、伸ぴフランジ性を低下させる。このため、鋼糸且織中に極力少ないほうが望ましいが、 5 %までは許容できる。好ましくは 3 %以下である。

ォートテンパードマルテンサイト中の鉄系炭化物：

大きさ： 5 ^1以上0. 5 1!1以下、平均析出個数： 1匪²あたり 5 X 10⁴個以上

オートテンパードマルテンサイトは、本発明の方法で熱処理（オートテンパ処理）されたマルテンサイトであるが、オートテンパ処理が不適切である場合には加工性が低下する。オートテンパ処理の程度は、オートテンパードマルテンサイト中の鉄系炭化物の生成状況 (分布状態）により確認することができる。この鉄系炭化物のうち、その大きさが 5 nm以上 0. 5 /i m以下のものについて、その平均析出個数が 1醒 ²あたり 5 X 10⁴個以上のとき、所望のォートテンパ処理が施されたと判断することができる。鉄系炭化物の大きさが 5 nm未満のものを判断の対象としないのは、オートテンパードマルテンサイトの加工性には影響しないからである。一方、 0. 5 / mを超える大きさの鉄系炭化物は、オートテンパ一ドマルテンサイトの強度を低下させる場合はあるものの、加工性には影響が軽微であるため判断の対象としない。鉄系炭化物の個数が 1画²あたり 5 X 10⁴個未満の場合は、加工性、特に伸ぴフランジ性の向上効果が得られないためォートテンパ処理が不適切であると判断される。鉄系炭化物の好ましい個数、 1讓 ²あたり 1 X 10⁵個以上 1 X 10⁶個以下の範囲であり、より好ましくは 4 X 10⁵個以上 1 X 10⁶個以下の範囲である。なお、ここでいう鉄系炭化物とは、主に Fe₃Cであるが、その他 ε炭化物などが含まれる場合もある。

炭化物の生成状況を確認するためには、鏡面研摩したサンプルを SEM (走査型電子顕微鏡）または ΤΕΜ (透過型電子顕微鏡）.観察することが有効である。炭化物の同定は、例えば、断面研摩サンプルの SEM-EDS (エネルギー分散型 X線分析）、 ΕΡΜΑ (電子線マイクロアナライザー）、 FE- AES (電界放射型ーォージェ電子分光）などで行うことができる。また、本発明の鋼板では、上記のオートテンパードマルテンサイトにおいて、このォートテンパードマルテンサイト中に析出する鉄系炭化物の大きさおよび個数をさらに限定したオートテンパードマルテンサイトの量を、適宜以下のようにすることができる。

0. l /i ni以上以下の鉄系炭化物の析出個数が 1腿²あたり 5 X 10²個以下であるォートテンパードマルテンサイト：オートテンパードマルテンサイト全体に対して面積率で 3 % 以上

オートテンパードマルテンサイトのうち、 0. 1 μ m以上 0. 5 m以下の鉄系炭化物の析出個数が 1讓²あたり 5 X 10²個以下のものの割合を高めることにより、伸ぴフランジ性を劣化させることなく延性をさらに向上させることができる。このような効果を得るためには、 0. 1 μ m以上 0. 5 m以下の鉄系炭化物の析出個数が 1醒 ²あたり 5 X 10²個以下であるォートテンパードマルテンサイトの割合を、オートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で 3 %以上とすることが好ましい。なお、 0. 以上 0. 5 /Ζ Π1以下の鉄系炭化物の析出個数が l mm²あたり 5 X 10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトが、鋼板中に多量に存在すると加工性を著しく劣化させるため、かようなォートテンパードマルテンサイトの割合は、ォートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で 40%以下とすることが好ましい。より好ましくは、 30%以下である。

また、 0. 1 11₁以上0. 5 ^ 111以下の鉄系炭化物の析出個数が 1醒²あたり 5 X 10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの割合が、オートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で 3 %以上とした場合、オートテンパードマルテンサイト中に含まれる鉄系炭化物においては微細な鉄系炭化物が多くなるため、オートテンパードマルテンサイト全体の鉄系炭化物の平均析出個数は増加する。従って、オートテンパードマルテンサイト中における 5 nm以上 0. 5 μ πι以下の鉄系炭化物の平均析出個数は、 1墮²あたり 1 X 10⁵個以上 5 X 10⁶個以下とすることが好ましい。より好ましくは、 4 X 10⁵個以上 5 X 10⁶個以下である。上記したように伸ぴフランジ性を劣化させることなく延性がさらに向上する理由の詳細は明らかではないが、次のとおりと考えられる。。！！！以上！！！以下の比較的大きな鉄系炭化物の析出個数が 1腿²あたり 5 X 10²個以下であるォートテンパードマルテンサイトを、ォートテンパードマルテンサイト全体に対する面積率で 3 %以上存在させた場合、オートテンパードマルテンサイト組織は、比較的大きな鉄系炭化物を多く含む部分と、比較的大きな鉄系炭化物が少ない部分とが混在する組織となる。比較的大きな鉄系炭化物が少ない部分は、微細な鉄系炭化物を多く含むため硬質なオートテンパードマルテンサイトとなっている。一方、比較的大きな鉄系炭化物を多く含む部分は、軟質なオートテンパードマルテンサイトとなっている。この硬質なオートテンパードマルテンサイトを軟質なォートテンパードマルテンサイトに囲まれた状態で存在させることで、オートテンパードマ ^/テンサイト内での硬度差により生じる伸ぴフランジ性の劣化が抑制でき、かつ軟質なォートテンパードマルテンサイト中に硬質なマルテンサイトを分散して存在させることにより、加工硬化能が高まり延性が向上するものと考えられる。

次に、本発明の鋼板において、成分組成を上記の範囲に設定した理由について述べる。なお、以下の成分組成を表す％は質量％を意味するものとする。

C： 0. 12%以上 0. 50%以下

Cは、鋼板の高強度化に必要不可欠な元素であり、 C量が 0. 12%未満では、鋼板の強度の確保と延性や伸びフランジ性等の加工性との両立が困難である。一方、 C量が 0. 50%を超えると溶接部および熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。従って、 C量は 0. 12% 以上 0. 50%以下の範囲とする。好ましくは 0. 14%以上 0. 23%以下の範囲である。 Si： 2. 0%以下

Siは、鉄系炭化物の析出状態の制御に有効な元素であり、 0. 1%以上含有させるのが好ましい。しかしながら、 Siの過剰な添カ卩は、赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着 ·密着性の劣化を引き起こすため、 Siの含有量は 2. 0%以下とする。好ましくは、 1. 6%以下である。

Mn： 1. 0%以上 5. 0%以下

Mnは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、所定量の硬質相を確保するのに必要な元素である。このためには、 Mnは 1. 0%以上の含有が必要である。一方、 Mnが 5. 0%を超えて過剰に含有されると、鍀造性の劣化などを引き起こす。従って、 Mn量は 1. 0%以上 5. 0%以下の範囲とする。好ましくは 1. 5%以上 4. 0%以下の範囲である。

P ： 0. 1%以下

Pは、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させるが、 0. 1%までは許容できる。また、合金化溶融亜鉛めつきを施す場合、 0. 1%を超える P量は、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、 P量は 0. 1%以下とする。好ましくは 0. 05%以下である。 S ： 0. 07%以下

Sは、 MnSなどの介在物となって、耐衝撃性を劣化させるだけでなく、溶接部のメタルローに沿った割れの原因となるので極力低減することが好ましいが、製造コストの観点から 0. 07%までは許容される。好ましい S量は 0. 04%以下である。

A1： 1. 0%以下

A1は、フェライト生成元素であり、製造時におけるフェライト生成量をコントロールするのに有効な元素である。しかしながら、 A1の過剰な含有は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。従って、 A1量は 1. 0%以下とする。好ましくは、 0. 5%以下である。なお、 A1 の含有が少なすぎる場合には、脱酸が困難となることがあるので、 A1量は 0· 01%以上が好ましい。

N： 0. 008%以下

Nは、鋼の耐時効性を大きく劣化させる元素であるので少ないほどよく、 0. 008%を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、 N量は 0. 00S%以下とする。好ましくは 0. 006%以下である。

また、本発明では、上記した基本成分のほか、以下に述べる成分を必要に応じて適宜含有させることができる。

Cr： 0. 05%以上 5. 0%以下、 V： 0. 005%以上 1. 0%以下および Mo： 0. 005%以上 0. 5%以下のうちから選んだ 1種または 2種以上

Cr、 Vおよひ Έοは、焼鈍温度からの冷却時にパ一ライトの生成を抑制する作用を有するので必要に応じて含有させることができる。その効果は、 Cr : 0. 0⁵%以上、 V : 0. 00⁵% 以上、 Mo： 0. 005%以上で得られる。一方、 Cr： 5. 0%、 V： 1· 0%、 Mo： 0. 5%を超えて過剰に含有させると、パンド組織の発達などによる加工性の低下を招く。従って、これらの元素を含有させる場合には、 Cr： 0. 005%以上⁵. 0%以下、 V： 0. 00⁵%以上 1. 0%以下、 Mo： 0. 005%以上 0..5%以下の範囲とすることが好ましい。

また、 Ti、 b、 B、 Niおよび Cuについては、これらのうちから選んだ 1種または 2種以上を含有させることができるが、その含有範囲の限定理由は次の通りである。

Ti： 0. 01%以上 0. 1%以下おょぴ N ： 0. 01%以上 0. 1%以下

Tiおよび Nbは、鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ 0. 01%以上で得られ、一方、 0. 1%を超えると加工性おょぴ形状凍結性が低下する。従って、 Tiおよび Nbの含有量は、それぞれ 0. 01%以上 0. 1%以下の範囲とすることが好ましい。

B ： 0. 0003%以上 0. 0050%以下

Bは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成'成長を抑制する作用を有するので必要に応じて含有させることができる。その効果は、 0. 0003%以上で得られ、一方、 0. 0050%を超えると加工性が低下する。従って、 Bを含有させる場合には、 0. 000³%以上 0. 0050%以下の範囲とする。なお、 Bを含有させるにあたっては、上記効果を得る上で B Nの生成を抑制することが好ましく、このため Tiを複合含有させることが好ましい。 Ni： 0. 05%以上 2. 0%以下おょぴ Cu： 0. 05%以上 2. 0%以下

Niおよび Cuは、溶融亜鉛めつきを施す場合には内部酸ィ匕を促進して、めっき密着性を向上させる。また、 Niおよび Cuは、鋼の強化に有効な元素でもある。これらの効果は、それぞれ 0. 05%以上で得られる。一方、 2. 0%を超えて含有させると、鋼板の加工性を低下させる。従って、 Niおよび Cuの含有量は、それぞれ 0. 05%以上 2. 0%以下の範囲とすることが好ましい。

Ca： 0. 001%以上 0. 005%以下および REM： 0. 001%以上 0. 005%以下のうちから選んだ 1種または 2種

Caおよび REMは、硫化物の形状を球状化し、伸ぴフランジ性への硫化物の悪影響を改善 P2009/051914 する上で有効な元素である。その効果は、それぞれ 001%以上で得られる。一方、 0. 005% を超える含有は、介在物等の増加を招き、表面および内部欠陥なども引き起こす。従って、 Ca、 REMを含有させる場合にはそれぞれ、 0. 001%以上 0. 005%以下の範囲とすることが好ましい。

本発明の鋼板において、上記以外の成分は Feおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものでない。

また、本発明の鋼板の表面に、溶融亜鉛めつき層あるいは合金化溶融亜鉛めつき層をそなえても良い。

次に、本発明の鋼板の好適製造方法およぴ製造条件の限定理由について説明する。

まず、上記の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。本発明の鋼板の製造方法において、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。

ここに、好適な製造条件は次のとおりである。鋼片を、 1100°C以上 1300°C以下に加熱したのち、 870°C以上 950°C以下の温度で仕上げ熱間圧延、すなわち熱間圧延終了温度を 870°C 以上 950°C以下とし、得られた熱延鋼板を 3⁵0°C以上⁷²0°C以下の温度で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、 40%以上 90%以下の圧延率で冷間圧延を行!/、冷延鋼板とする。

なお、熱延鋼板は、通常の製鋼、鍚造およぴ熱間圧延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鎳造などにより熱間圧延工程の一部もしくは全部を省略して製造することもできる。

得られた冷延鋼板を、 A_{C 3}変態点以上 1000°C以下の第一温度域、具体的には、オーステナイト単相域で、 15秒以上 600秒以下の焼鈍を施す。焼鈍温度が A_{c 3}変態点未満の場合、焼鈍中にフェライトが発生し、フェライト成長域の 5⁵0°Cまでの冷却速度を速くしてもその成長の抑制が困難となる場合がある。一方、焼鈍温度が 1000°Cを超える場合には、ォーステナイト粒の成長が著しく、オートテンパードマルテンサイト以外のフェライトゃパーライト、ベイナイトの生成は抑制されるものの、靭性を劣化させる場合がある。また、 15 秒未満の焼鈍は、冷延鋼板中の炭化物の溶解が十分に進まない場合がある。一方、 600秒を超える焼鈍は、多大なエネルギー消費にともなうコスト增を招く。このため、焼鈍温度およぴ焼鈍時間はそれぞれ、 A_{C 3}変態点以上 1000°C以下、 15秒以上 600秒以下の範囲とする。好ましい焼鈍温度およぴ焼鈍時間はそれぞれ、 [A_{C 3}変態点 + 10]¾以上 950°C以下、 30秒以上 400秒以下である。 P T/JP2009/051914 なお、 A_c 3変態点は、次式を用いて求められる。

[A_{c 3}変態点] CC) =910-203 X [ C %] ^{1 2}+44. 7 X [Si%]—30 X [Mn%] +700 X [P %] +400 X [Al%] -15. 2 X [Ni%] - 11 X [Cr%]一 20X [Cu%] +31. 5 X [Mo%] + 104X [V%] +400 X [Ti%]

ただし、 [X %]は鋼片の成分元素 Xの質量％とする。

焼鈍後の冷延鋼板を、第一温度域から 780°Cまでを 3 °C/秒以上の平均速度で冷却する。第一温度域から 780°Cまで、すなわち第一温度域の下限温度である A_{C 3}変態点からァ80 までの温度域は、フェライト析出速度が後述する 780°C以下の温度域に比べて遅いものの、フェライト析出が起こり得る温度域であるため、 A_{C 3}変態点から 780°Cまでを 3 °C/秒以上の平均速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が 3 °C/秒未満の場合、フェライトが生成 ·成長し、所定の組織が得られない場合がある。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、 200°C/秒を超える平均冷却速度を得るためには特別な冷却設備が必要となるため 200°C/秒以下が好ましい。好ましい平均冷却速度は、 5 °C/秒以上 200°C/秒の範囲である。

780°Cまで冷却した冷延鋼板を、 780°Cから 550°Cまでの第二温度域において、平均で 10°C /秒以上で冷却する。 780°Cから 550°Cまでの温度域は、フェライトの析出速度が速くフエライト変態が起こりやすい温度域である。該温度域での平均冷却速度が 10°C/秒未満の場合、フェライトやパーライト等が析出し、目標とする組織が得られない場合がある。好ましい平均冷却速度は、 15°C/秒以上である。なお、 A_{c 3}変態点が 780 以下の場合は、 780°C 以下の変態点温度から 550°Cまでの第二温度域における平均冷却速度を 10°C/秒以上とすればよい。

550°Cまで冷却された冷延鋼板は、オートテンパ処理工程に供される。オートテンパ処理とは、 Ms点、すなわちマルテンサイト変態開始温度に達した鋼板について、マルテンサイト変態を生じさせるのと同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻す処理のことで、鋼組織としてオートテンパードマルテンサイトを含むことが本願発明の高強度鋼板の最大の特徴である。

通常のマルテンサイトは、焼鈍後に水冷等で焼入れすることよって得られる。このマルテンサイトは極めて硬い相であり、鋼板の髙強度化に寄与するものの加工性に劣る。そこで、このマルテンサイトを加工性の良い焼戻しマルテンサイトとするために、焼入れした鋼板を再度加熱して焼戻しを施すことが通常行われている。以上の工程を模式的に示したものが図 1である。このような通常の焼入れ ·焼戻し処理では、焼入れによりマルテンサィト変態を完了させた後に、昇温して焼戻し処理することにより均一に焼戻された組織となる。

これに対し、オートテンパ処理は、図 2 A、図 2 Bに示すような、焼入れおょぴ再加熱による焼戻しを伴わない、非常に生産性の高い方法である。このオートテンパ処理によつて得られるオートテンパードマルテンサイトを含む鋼板は、図 1に示した焼入れおょぴ再加熱による焼戻しを施した鋼板と同等もしくはそれ以上の強度と加工性を有する。また、オートテンパ処理では、第三温度域において、連続冷却（段階的な冷却 ·保持を含む）を行うことにより、マルテンサイト変態とその焼戻しを連続的 ·段階的に進めることができ、焼戻し状況の異なるマルテンサイトが混在する組織を得ることが可能である。焼戻し状態の異なるマルテンサイトは、強度や加工性等の特性が異なるが、焼戻し状態の異なるマルテンサイトの量をオートテンパ処理によって最適制御することにより、鋼板全体として所望の特性を満足することが可能である。さらに、オートテンパ処理は、全てのマルテンサィト変態を完了させるような低温域までの急冷を伴わないため、鋼板内の残留応力も小さく、板形状に優れた鋼板が得られることも有利な点である。

具体的なォートテンパ処理を以下に示す。

図 2 Aに示したように、 Ms点が 300°C未満の場合、少なくとも Ms点から 150°Cまでの第三温度域において、 0. o e/秒以上 10°C/秒以下の平均速度で冷却する。 0. 01°C/秒未満の冷却速度では、オートテンパが過度に進み、オートテンパードマルテンサイト内部の炭化物の粗大ィヒが著しくなり、強度を確保できない場合がある。一方、 10°C/秒を超える平均冷却速度では、十分なオートテンパ処理が進まず、マルテンサイトの加工性が不十分となる。好ましい平均冷却速度は、 0. 1°C/秒以上 8 °C/秒以下の範囲である。

また、 Ms点が 300 ^以上の場合には、図 2 Bに示すように、 Ms点から 300°Cまでの温度域を 0. 5°C/秒以上 10°C/秒以下の平均速度で冷却し、 300°Cから 150°Cまでの温度域を 0. 01°C/秒以上 10°C/秒以下の平均速度で冷却する。 Ms点から 300°Cまでの温度域の平均冷却速度が 0. 5°C/秒未満では、ォートテンパ処理が過度に進み、オートテンパードマルテンサイト内部の炭化物の粗大化が著しくなり、強度確保が困難になる場合がある。一方、 10°C /秒を超える平均冷却速度では、十分なオートテンパ処理が進まず、マルテンサイトの加工性が確保できない。好ましい平均冷却速度は、 1 °C /秒以上 8 °C /秒以下の範囲である。また、 300°Cから 150°Cまでの温度域の平均冷却速度が 0. 01°C/秒未満では、オートテンパが過度に進み、オートテンパードマルテンサイト内部の炭化物の粗大化が著しくなり、強度を確保できない場合がある。一方、 io°c/秒を超える冷却速度では、十分なオートテンパ処理が進まず、マルテンサイトの加工性が不十分となる。

また、第二温度域下端である 550°Cから第三温度域上端である Ms点までの温度範囲については、冷延鋼板の冷却速度は特に制限されないが、パーライトやべイナィト変態が進まないように制御することが好ましく、 0. 5°C/秒以上 200°C/秒以下の範囲の速度で冷却するのが好ましい。

なお、上記した Ms点は、通常行われているように、冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測 · 定により求めることができる。また、上記した Ms点は、例えば次式 ( 1 ) によって近似的に求めることができる。 Mは、経験的に求められる近似値である。

M(°C) =540-361 X { [C %]/ (1- [ α %] /100) } -6 X [Si%]— 40 Χ [Mn%] +30 X [Α1%]

-20Χ [Cr%] -35 X [V%] -10 X [Mo%]— 17 X [Ni%] -10 X [Cu%] … （1 )

ただし、 [X%]は鋼片の成分元素 Xの質量⁰ /o、 [ _α %]はポリゴナルフェライトの面積率 (%) とする。

なお、ポリゴナルフェライトの面積率は、例えば、 1000~3000倍の SEM写真の画像処理- 解析によって測定される。

Ms点を上記 ( 1 ) 式で近似的に求めた場合、算出した M値と真正の Ms点とでは若干の差が考えられる。特に Ms点が 300。C未満の場合、オートテンパの進行速度が遅いため、この差が問題となる。そこで、 Ms点が 300°C未満の場合、 M値を Ms点として用いる場合には第三温度域における制御冷却の開始温度を、 M値を超える温度である M値 +50°Cとして、少なくとも Ms点から 150°Cまでの第三温度域の冷却温度を確保できるようにすることが好ましい。一方、 Ms点が 300°C以上の場合、オートテンパの進行速度が速いため、 M値と真正の Ms点との差によるォートテンパの遅れの問題は小さく、かえって高い温度域から上記冷却速度で冷却を始めると、オートテンパが進みすぎる懸念がある。そこで M値から算出される Ms点に基づき、 Ms点から 300°Cまでおよぴ 300°Cから 150°Cまでを上記した条件で冷却すればよい。また、 M値で算出される Ms点は 250°C以上とすることが、安定してォートテンパードマルテンサイトを得る上で好ましい。

なお、ポリゴナルフェライトは、上記した条件での焼鈍 '冷却後の鋼板において観察されるものである。上記 Mにより算出される Ms点と冷却条件との関係を満足させるためには、所望の成分組成の冷延鋼板を製造後、ポリゴナルフェライトの面積率を求め、鋼板組 P T/JP2009/051914 成から求まる合金元素の含有量とともに上記（1 ) 式から Mを求め、 Ms点の値とすればよい。上記製造条件により求めた Ms点以下の冷却条件が、本発明の範囲を外れている場合は、製造条件が本発明の範囲內となるよう、冷却条件あるいは成分組成の含有量などを適宜調整すればよい。なお、発明例において、前記したように、フェライトの残存量は非常に少なく、また、上記 Ms点以下の温度域における冷却条件によるフェライトの面積率への影響は小さいため、冷却条件の調整による Ms点の変動は小さい。

また、本発明の鋼板の製造方法では、必要に応じて以下の構成を適宜加えることができる。

さらに、第二温度域を平均で 10°C/秒以上の速度で冷却した後、 Ms点が 300°C未満の場合には、少なくとも Ms点から 15Q°Cまでの第三温度域を 1. O 秒以上 10°C/秒以下、 Ms 点が 300°C以上の場合には、 Ms点から 300°Cまでを 0. 5°C/秒以上 10°C/秒以下かつ 300°C から 150°Cまでを 1. 0で/秒以上 10°C/秒以下で冷却し、この第三温度域においてマルテンサイトを生じさせると同時に、変態後のマルテンサイトのオートテンパ処理を行うことにより、ォ一トテンパードマルテンサイト中に 0. 1 μ πι以上 0. 5 /2 m以下の鉄系炭化物の析出個数が 1腿²あたり 5 X 10²個以下のものを一部（面積率で 3 %以上）を含ませて、延性を向上させることが可能である。

さらに、本発明の鋼板には、溶融亜鉛めつきおょぴ合金化溶融亜鉛めつきを施すことができる。

溶融亜鉛めつきおよび合金化溶融亜鉛めつきの方法は以下のとおりである。まず、鋼板をめつき浴中に浸入させ、ガスワイビングなどで付着量を調整する。めっき浴中の溶解 A1 量としては、溶融亜鉛めつきの場合は 0. 12%以上 0. 22%以下の範囲、合金化溶融亜鉛めつきの場合は 0. 08%以上 0. 18%以下の範囲とする。また、溶融亜鉛めつきの場合は、めっき浴の温度としては、 450 以上 500°C以下の範囲であれば良く、さらに合金化処理を施し合金ィ匕溶融亜鉛めつきとする場合は、合金化時の温度は 450で以上 550°C以下の範囲が望ましい。合金化の温度が 550°Cを超える場合、未変態オーステナイトから炭化物が過剰に析出する力、場合によってはパーライト化することにより、目標とする強度や延性が得られないことがある。また、パウダリング性も劣化する。一方、合金化時の温度が 450°C未満の場合は、合金化が進行しない。

めつき付着量は片面当たり 20〜； L50g/m²とすることが好ましい。めっき付着量が 20g/m² 未満の場合、耐食性が劣化する。一方、めっき付着量が 150g/m2を超えても耐食性への効果は飽和しており、コストアップを招くだけである。また、合金化度はめつき層中の Fe含有量： 7〜： 15質量％程度とすることが好ましい。合金化度が Fe : 7質量％未満では、合金化ムラが生じ^ m性が劣化したり、いわゆる ζ相が生成され摺動性が劣化したりする。一方、合金化度が Fe： 15質量％を超えると硬質で脆い Γ相が多量に形成され、めっき密着性が劣化する。

なお、本発明において、第一温度域における保持温度は必ずしも一定である必要はなく、規定の範囲内であれば変動しても本発明の趣旨を損なわない。また、各温度域における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焼鈍およびオートテンパ処理を施してもかまわない。さらに、オートテンパ処理後に、形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。実施例

実施例 1

以下、本発明を実施例によってさらに説明するが、下記の実施例は本発明を限定するものではない。また、本発明の要旨構成の範囲内で構成を変更することは、本発明の範囲に含まれるものとする。

表 1に示す種々の成分組成になる鋼片を、 1250°Cに加熱したのち、 880°Cで仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を 600°Cで巻き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、 65%の圧延率で冷間圧延し、板厚： 1. 2腿の冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表 2に示す条件で熱処理を施した。同表中のいずれのサンプルも焼入れは実施していない。

溶融亜鉛めつきは、めっき浴の温度： 463°C、目付け量（片面あたり）：50g/m² (両面めつき）の条件で行った。また、合金化溶融亜鉛めつきは、さらにめつき層中の Fe量（Fe含有量）が 9質量％となる条件で合金化処理を行った。得られた鋼板は、めっきの有無にかかわらず圧延率（伸び率）： 0. 3%の調質圧延を施した。

表 2

*1 下線は適正範囲外を示す。

*2 近似式： M(°C)=540— 361 {[C%]/(1 -[a %]/100)]-6 [Si%]-40 [Mn%]+30 x [AI%]-20 x [Cr%]-35 [V%]-10 x [Mo%]-17 x [Ni%]-10 [Cu%] で求めたマルテンサイト変態開始点 (Ms点）

*3 第一温度域から 780°Cまでの範囲の平均冷却速度

*4 780°Cから 550°Cまでの範囲の平均冷却速度

*5 Ms点から 150°Cまでの範囲の平均冷却速度 (ただし、 M≥300°Cの場合 :300°Cから 150°Cまでの範囲の平均冷却速度)

*6 GR:めっきなし（冷延鋼板）、 GI:溶融亜鉛めつき、 GA:合金化溶融亜鉛めつき

かくして得られた鋼板の諸特性を以下の方法で評価した。鋼板の組織を調查するため、各鋼板から 2つの試料を切出して、一方はそのまま研磨、他方は 200°C X 2時間の熱処理を施した後に研磨した。研磨面は、圧延方向に平行な板厚方向断面とした。研磨面を走査型電子顕微鏡 (SEM) を用いて 3000倍で鋼組織観察することにより、各相の面積率を測定し、各結晶粒の相構造を同定した。観察は 10視野行い、面積率は 10視野の平均値とした。オートテンパードマルテンサイ 1、とフェライト、ペイナイトはそのまま研磨したサンプルで面積率を求めた。焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトは 200°C X 2時間の熱処理を施したサンプルを用いて面積率を求めた。 200°C X 2時間の熱処理を施した試料を準備したのは、 SEM観察時に焼戻しされていないマルテンサイトと残留オーステナイトを区別するためである。 SEM観察では、焼戻しされていないマルテンサイトと残留オーステナィトとの区別が困難である。マルテンサイトが焼戻しされるとマルテンサイト中に鉄系炭化物を生成するが、この鉄系炭化物の存在により残留オーステナイトとの区別が可能となる。 200°C X 2時間の熱処理は、マルテンサイト以外に影響を与えることなく、つまり各相の面積率を変化させることなく、マルテンサイトを焼戻すことができ、その結果、生成した鉄系炭化物によって残留オーステナイトとの区別が可能となるのである。なお、そのまま研磨した試料と 200°C X 2時間の熱処理をした試料の両方を SEM観察して比較した結果、マルテンサイト以外の相に変化がなかったことは確認済である。

次に、オートテンパードマルテンサイト中の鉄系炭化物の大きさと個数を SEM観察によつて測定した。試料は、上記の組織観察のものと同一であるが、 200°C X 2時間の熱処理を行っていないものを観察したのはいうまでもない。鉄系炭化物の析出状態と大きさに応じて、 10000〜30000倍の範囲で観察した。鉄系炭化物の大きさは、個々の析出物の長径と短径の平均値で評価し、その大きさが 5 nm以上 0. 5 /z m以下であるものの個数を数え、ォートテンパードマルテンサイト 1腿²あたりの個数を求めた。観察は 5〜20視野で行い、各サンプルにおける全視野の個数の合計から平均値を算出して各サンプルの鉄系炭化物の個数（ォートテンパードマノレテンサイト 1蘭²あたりの個数）とした。

強度は、鋼板の圧延方向に対して平行な方向から JIS 5号試験片を切り出し、引張試験を JIS Z 2241に準拠して行った。引張強さ（TS) 、降伏強さ（YS) および全伸び（Τ· E1) を測定し、強度と伸びのパランスを評価する引張強さと全伸びの積（TS XT. E1) を算出した。なお、本発明では、 TS X T. El≥14500MPa■ %の場合を良好と判定した。

伸ぴフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格 JFST1001に準拠して評価した。得られた各鋼板を lOOmmXlOOmmに切断後、クリアランス：板厚の 12%で直径 10膽の穴を打ち抜いた後、内径 75膽のダイスを用いて、しわ押さえ力： 88.2kで抑えた状態で、 60° 円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、（2) の式から、限界穴拡げ率（％) を求め、この限界穴拡げ率の値から伸ぴフランジ性を評価した。なお、本発明では、 λ≥ 15%を良好とした。

限界穴拡げ率; I (%) = { (D_f- D。） /D。} X100 · · · (2)

ただし、 D_fは鼂裂発生時の穴径 .(mm) 、 D₀は初期穴径 (mm) とする。

以上の評価結果を表 3に示す。

*2 比較例については不完全なオートテンパ-ドマルテンサイトとする。 *3 鉄系炭化物の大きさは、 5nm以上 m以下とする。

同表から明らかなように、本発明の鋼板は、引張強さ： 1400MPa以上であり、また、 TS X T. El≥14500MPa - %, 伸ぴフランジ性を示す; Lの値も 15%以上であることから、高い強度と'良好な加工性を両立していることが確認できる。

一方、サンプル No. 3は、引張強さは 1400MPa以上を満たすが、伸びおよびが目標値に達しておらず加工性に劣る。これは構成組織のフェライト分率が高く、かつオートテンパードマルテンサイト中の炭化物が少ないためである。また、サンプル No. 5は、引張強さ： 1400MPa以上、 TS X T. E1： 14500MPa · %以上を満足するが、 λが目標値に達しておらず加ェ性に劣る。これは、第三温度域内の冷却速度が速く、オートテンパが十分に進まないため、引張時におけるフェライトーマルテンサイト界面からの亀裂発生は抑制されるものの、マルテンサイト中の炭化物が少なく、穴拡げ試験では打ち抜き時に強加工される端面近傍ではマルテンサイトの加工性が十分でなく、マルテンサイト内に容易に亀裂が発生するためである。

以上から、マルテンサイト中の鉄系炭化物個数が 1腿²あたり 5 X 10⁴個以上であるォートテンパ処理が十分に施されたォートテンパードマルテンサイトを含む本発明の鋼板は、高強度化と加工性を両立していることが確認できる。

実施例 2

表 1の鋼種 A、 Cおよび Fに示す成分組成になる鋼片を、 1250°Cに加熟したのち、 880 で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を 600°Cで卷き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、. 65%の圧延率で冷間圧延し、板厚： 1. 2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表 4に示す条件で熱処理を施した。

得られた鋼板は、めっきの有無にかかわらず圧延率（伸び率）： 0. ³%の調質圧延を行つた。

かくして得られた鋼板の諸特性を実施例 1と同様の方法で評価した。結果を表 5に示すサンプル No. 24〜27はいずれも、適合鋼を用いている力熱処理における冷却速度が本発明で規定した範囲外であるため、鋼組織や鉄系炭化物の個数が本発明の範囲内とならず、髙強度と加工性を両立できていないことが確認できる。表 4

*1 下線は適正範囲外を示す。

*2 近似式： M(。C)=540— 361 x{[C%]/(1一 [α %]/100))— 6 X [Si%]-40 X [Mn%]+30 X [AI%]-20 X [Cr%]-35 X [V%]-10x [ o%]-17x [Ni%]-10x [Cu で求めたマルテンサイト変態開始点 (Ms点）

ω *3 第一温度域から 780°Cまでの範囲の平均冷却速度

*4 780°Cから 550°Cまでの範囲の平均冷却速度

*5 Ms点から 150¾までの範囲の平均冷却速度（ただし、 M≥300°Cの場合： 300°Cから 150°Cまでの範囲の平均冷却速度）

*6 CR:めっきなし (冷延鋼板）、 GI:溶融亜鉛めつき、 GA:合金化溶融亜鉛めつき

*1 下線は適正範囲外を示す。

*2 比較例については不完全なオートテンパードマルテンサイト、従来例については通常の焼戻しマルテンサイトの面積率とする *3 鉄系炭化物の大きさは、 5nm以上 0.5〃 m以下とする。

実施例 3

表 1の鋼種 P、 Cおよび Fに示す成分組成になる鋼片を、 1250°Cに加熱したのち、 880¾ で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を 600°Cで卷き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、 65%の圧延率で冷間圧延し、板厚： 1. 2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表 6に示す条件で熱処理を施した。得られた鋼板は、めつきの有無にかかわらず圧延率（伸び率）： 0. 3% の調質圧延を行った。なお、表 6中、 Νο· 28、 30、 32は、各々表 2に示した No. 4、 6、 11 と同一のサン: レについて示したものである。

かくして得られた鋼板の諸特性を実施例 1と同様の方法で評価した。なお、オートテンパ一ドマルテンサイトのうち、 0, 1 μ m以上 0, 5 ;z m以下の鉄系炭化物の析出個数が 1匪²あたり 5 X 10²個以下であるオートテンパードマルテンサイトの量は、次の方法により求めた。前述のように、 200°C X 2時間の熱処理を行っていないサンプルを 10000〜30000倍の範囲で SEM観察し、鉄系炭化物の大きさを、個々の析出物の長径と短径の平均値で評価して、その大きさが 0. 以上以下であるォートテンパードマルテンサイトの面積率を測定した。観察ば 5〜20視野で行った。 .

結果を表 7に示す。

サンプル No. 28は、 M力 S300°C未満の適合鋼について第二温度域を経た後、 Ms点から 150°Cまでの第三温度域を 1. 0°C/秒以上 10°C/秒以下で冷却して、オートテンパードマルテンサイト内の鉄系炭化物の析出を最適制御することにより、伸ぴフランジ性を大幅に低下させることなく TS XT. EL≥18000MPa · %の優れた延性を得ていることが確認できる。また、サンプル No. 30および 32は、 M力 S300°C以上の適合鋼について第二温度域を経た後、 Ms点から 150°Cまでの第三温度域のうち 300°Cから 150°Cまでを 1. 0°C/秒以上 10で/秒以下で冷却して、ォートテンパードマルテンサイト内の鉄系炭化物の析出を最適制御することにより、伸ぴフランジ性を大幅に低下させることなく TS XT. EL≥l⁸000MPa · %の優れた延性を得ていることが確認できる。表 6

*1 近似式： M(°C)=540— 361 x [[C%]/(1一 [ α %]/100)}— 6 X [Si%]-40 X [Mn%] + 30 X [Al%]— 20 x [Cr%]-35 X [V%] - 10 [ o%]-17 [Ni%]-10 x [Cu で求めたマルテンサイト変態開始点 (Ms点）

*2 第一温度域から 780°Cまでの範囲の平均冷却速度

*3 780°Cから 550°Cまでの範囲の平均冷却速度

*4 Ms点から 150°Cまでの範囲の平均冷却速度 (ただし、 M≥300°Cの場合： 300°Cから 150°Cまでの範囲の平均冷却速度）

*5 CR:めっきなし (冷延鋼板)、 GI:溶融亜鉛めつき、 GA:合金化溶融亜鉛めつき

7

Claims

請求の範囲

1 . 質量％で、

C： 0. 12%以上 0. 50%以下、

Si： 2. 0%以下、

Mn： 1. 0%以上 5. 0%以下、

P ： 0. 1%以下、

S ： 0. 07%以下、

A1： 1. 0%以下おょぴ

N： 0. 008%以下

を含有し、残部は Feおよび不可避不純物の組成になり、鋼組織として面積率で、オートテンパードマルテンサイトを 80%以上有するとともに、フェライトが 5 %未満、べィナイトが 10%以下、残留オーステナイトが 5 %以下を満足し、該オートテンパードマルテンサイト中における 5 nm以上 0. 5 /z m以下の鉄系炭化物の平均析出個数が 1 ²あたり 5 X 10⁴個以上で、かつ引張強さが MOOMPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。

2 . 前記鋼板がさらに、質量％で、

Cr： 0. 05%以上 5. 0%以下、

V： 0. 005%以上 1. 0%以下おょぴ

Mo： 0. 005%以上 0. 5%以下

のうちから選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを特徴とする請求項 1に記載の高強度鋼板。

3 . 前記鋼板がさらに、質量％で、

Ti： 0. 01%以上 0. 1%以下、

Nb： 0. 01%以上 0. 1%以下、

B ： 0. 0003%以上 0. 0050%以下、

Ni： 0. 05%以上 2. 0%以下おょぴ

Cu： 0. 05%以上 2. 0%以下

のうちから選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを特徴とする請求項 1または 2に記載の高強度鋼板,

4 . 前記鋼板がさらに、質量％で、

Ca： 0. 001%以上 0. 005%以下おょぴ

REM： 0. 001%以上 0. 005%以下

のうちから選ばれる 1種または 2種の元素を含有することを特徴とする請求項 1乃至 3 のいずれか 1項に記載の髙強度鋼板。

5 . 前記オートテンパードマルテンサイトのうち、 0· l m以上 0. 5;z m以下の鉄系炭化物の析出個数が l mm²あたり 5 X 10²個以下であるォートテンパードマルテンサイトの割合力前記ォートテンパードマルテンサイト全体に対して面積率で 3 %以上であることを特徴とする請求項 1乃至 4のいずれか 1項に記載の高強度鋼板。

6 . 前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めつき層をそなえることを特徴とする請求項 1乃至 5 のいずれか 1項に記載の高強度鋼板。

7 . 前記鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛めつき層をそなえることを特徴とする請求項 1 乃至 5のいずれか 1項に高強度鋼板。

8 . 請求項 1乃至 4のいずれか 1項に記載の成分組成になる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、 A_{c 3}変態点以上 1000 以下の第一温度域で 15秒以上 600秒以下の焼鈍を施した後、該第一温度域から 780°Cまでを平均で 3 °C /秒以上の速度で冷却し、 780°Cから 550でまでの第二温度域を平均で 10^/秒以上の速度で冷却した後、 Ms点カ^ OO^C未満の場合には、少なくとも Ms点から 150°Cまでの第三温度域を 0. 01°C/秒以上 10°C/秒以下、 Ms点が 300°C以上の場合には、 Ms点から 300°Cまでを 0. 5°C/ 秒以上 10°C/秒以下かつ 300°Cから 150°Cまでを 0. 01°C/秒以上 10°C/秒以下で冷却し、この第三温度域においてマルテンサイトを生じさせると同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻しするォートテンパ処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

9 . 前記第二温度域を経た鋼板を、 Ms点が 300°C未満の場合には、少なくとも Ms点力: ら 150°Cまでの第三温度域を 1. 0°C/秒以上 10°C/秒以下で、 Ms点が 300°C以上の場合には、 Ms点から 300°Cまでを 0. 5°C/秒以上 10°C/秒以下かつ 300^から 150でまでを 1. 0°C/秒以上 10°C/秒以下で冷却し、この第三温度域においてマルテンサイトを生じさせると同時に、変態後のマルテンサイトを焼戻しするォートテンパ処理を行うことを特徴とする請求項

8に記載の高強度鋼板の製造方法。