JP4291860B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車、電機装置および産業用機械等にプレス成形されて使用される高強度
鋼板およびその製造方法に関する。

一般にプレス成形されて使用される高強度鋼板は、自動車、電機装置および産業用機械
等の工業製品に使用されている。高強度鋼板は使用される製品を軽量化するために用いら
れるため高強度であることが勿論必要であるが、製品の様々な形状を形成可能であること
も必要である。そのため高強度鋼板はプレス成形性が優れていることが要求される。この
要求に答えるためには、プレス成形性向上に必要な延性および伸びフランジ性が優れた高
強度鋼板が必要である。

従来、高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、金属組織を単相組織とし金属
組織内の加工性を均一化することにより、加工ひずみの局在化を抑制する方法や複相の金
属組織の軟質相と硬質相の強度差を低減する方法が知られている。

特許文献１では、鋼板の組成および熱処理条件を適正化することにより、マルテンサイ
ト単相組織にし、引張強度が８８０〜１１７０ＭＰａの高張力冷延鋼板を開示している。
特許文献２では、マルテンサイト相等と残留オーステナイト相からなる低温変態相の体
積比率が全体の金属組織中９０％以上を占める鋼板を、フェライト相とオーステナイト相
の２相域に加熱・保持することにより、低温変態相のラスを継承した微細なフェライト相
とオーステナイト相の金属組織にし、その後の冷却によって最終的にフェライトと低温変
態相がラス状に細かく分散した金属組織にする高張力鋼板の製造方法を開示している。
特許第３７２９１０８号公報 特開２００５−２７２９５４号公報

しかしながら、前記した従来の高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させる方法では、鋼
板の強度、延性および伸びフランジ性のすべてを十分な特性にできるものではなかった。
特許文献１の高張力冷延鋼板は、所定の組成範囲の鋼板を通常の工業的に達成可能な温
度である８５０℃に加熱・保持してオーステナイト化した後に、マルテンサイト単相組織とされるものである。この発明によって、製造されるマルテンサイト単相組織の鋼板は、
引張強度が８８０〜１１７０ＭＰａであり、伸びフランジ性には優れる。しかし、伸びＥ
Ｌ（％）が８％未満であり延性が劣る。特許文献１の発明の高強度鋼板において、延性を
向上させれば、プレス成形性をさらに良くすることができる。

特許文献２には、延性および伸びフランジ性に優れる高張力鋼板の製鋼方法が開示されている。この製鋼方法により製造される鋼板は、製鋼工程での冷却停止温度が比較的高いために、ベイナイトが多量に析出するが残留オーステナイトも多量に残存し、延性は優れるが伸びフランジ性は不十分である。特許文献２の製鋼方法では、延性と伸びフランジ性がともに優れた鋼板を製造することはできない。

本発明は、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、延性および伸びフラン
ジ性をともに向上させた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。

前記課題を解決するため、本発明の発明者らは残留オーステナイト相の体積比率を伸び
フランジ性に影響を与えない３％以下に抑え、かつ金属組織の大部分を微細なマルテンサ
イト相が占める金属組織を有する高強度鋼板を発明した。
請求項１に記載の発明は、高強度鋼板において、０．０５質量％以上０．３質量％以下
の範囲のＣと、０質量％よりも大きく３質量％以下の範囲のＳｉと、０．５質量％以上３
質量％以下の範囲のＭｎと、０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲のＡｌと、残部
がＦｅと不可避的不純物から構成され、その金属組織が、占積率が８０％以上のマルテン
サイト相と、占積率が３％以下の残留オーステナイト相を含み、前記マルテンサイト相の平均粒径が１０μｍ以下であり、さらに粒径が１０μｍ以上の前記マルテンサイト相の占積率が１５％以下であり、かつ、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

ここで占積率とは、鋼材中の金属組織を構成する各相の全金属組織に対する体積比率の
ことであり、鋼材をレペラ腐食し、光学顕微鏡およびＳＥＭ（１０００倍）で観察後、画像解析することにより、マルテンサイト相およびフェライト相の占積率を求めた。残留オーステナイト相の占積率は、飽和磁化法（熱処理，Ｖｏｌ．１３６，（１９９６）参照）により測定した。また、マルテンサイト相の平均粒径は、マルテンサイト相の結晶粒径の平均値であり、本発明においてはステップ間隔１００ｎｍによるＦＥ／ＳＥＭ−ＥＢＳＰによる組織解析によって求めた。

請求項１に記載の発明によれば、鋼板の金属組織において平均粒径１０μｍ以下の微細
な焼戻しマルテンサイト相の占積率が８０％以上になるため、７８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた延性が確保される。また、残留オーステナイト相の占積率が高い場合、伸びフランジ性が低下するが、本発明では残留オーステナイト相の占積率が３％以内に抑えられているため伸びフランジ性が低下しない。

請求項２に記載の発明は、請求項１の高強度鋼板において、 前記マルテンサイト相は、焼戻しマルテンサイト相であって、
前記マルテンサイト相および前記残留オーステナイト相以外の残部組織のフェライト相中に焼鈍マルテンサイト相を含み、前記焼鈍マルテンサイト相の占積率が３％以上であって２０％以下であることを特徴とする。
かかる特徴によれば、微細に分散した焼鈍マルテンサイト相によってオーステナイト相の結晶粒同士の合体および成長を抑制する。その結果、最終組織が微細になり、高強度鋼板の加工性が確保される。

請求項３に記載の発明は、請求項１の高強度鋼板において、前記した組成の残部に、Ｃ
ｒおよびＭｏから選択される少なくとも1種以上の元素およびＮｂ、ＴｉおよびＶから選
択される少なくとも１種以上の元素を含み、前記ＣｒおよびＭｏの合計の組成比率が０．
５質量％以下であり、かつ、前記Ｎｂ、ＴｉおよびＶの合計の組成比率が０．１質量％以
下であることを特徴とする。

請求項４に記載の発明は、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、前記した組成の残部に、Ｎｂ、ＴｉおよびＶから選択される少なくとも１種以上の元素を含み、これら元素の合計の組成比率が０．１質量％以下であることを特徴とする高強度鋼板。

請求項３に記載の発明によれば、ＣｒおよびＭｏの作用により伸びフランジ性を劣化さ
せる炭化物の生成を抑制し、伸びフランジ性を向上させることができる。さらに、請求項４に記載の発明は、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの作用により、鋼板を析出強化するとともに、結晶粒を微細化する。

請求項５に記載の発明は、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、前記した組成の残部に、合計で１．０質量％以下のＮｉまたはＣｕを含むことを特徴とする高強度鋼板。

請求項６に記載の発明は、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、 前記した組成の残部に、合計で０．０００１質量％以上かつ０.００１０質量％以下のＢを含むことを特徴とする。

請求項７に記載の発明は、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、前記した組成の残部に、合計で０．００３質量％以下のＣａおよび／またはＲＥＭを含むことを特徴とする。

請求項８に記載の発明は、引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板の製造方法であって、請求項１および３乃至７のいずれかに記載の組成を有し、全金属組織に占める焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計の占積率が９０％以上の鋼板を加工および熱処理して製造される高強度鋼板であって、前記鋼板がＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に３０秒以上１２００秒以下の時間、加熱保持された後、１０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下まで冷却され、さらに、３００℃以上５５０℃以下の温度に６０秒以上１２００秒以下の時間、加熱保持される熱処理を受けることを特徴とする。
ここで、ＡＣ３点は昇温工程においてオーステナイト相とフェライト相からなる２相領域から高温で安定なオーステナイト単相領域へ変態する温度である。

請求項８に記載の発明によれば、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が９０％以上の鋼板をＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に加熱後、所定の冷却速度以上で冷却することにより、占積率が８０％以上の微細なマルテンサイト相の金属組織を得ることができる。

本発明によれば、残留オーステナイト相の占積率が３％以下で、微細なマルテンサイト相占積率が８０％以上の高強度鋼板を、比較的簡単な熱処理工程によって提供することができる。この高強度鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、さらに延性および伸びフランジ性に優れるものであるため、プレス成形性に優れる。したがって、本発明に係る高強度鋼板は、プレス成形により加工され、自動車等の様々な工業製品、特に軽量化が必要な工業製品に用いることができる。

以下、本発明を実施するための最良の形態を詳細に説明する。
まず、本実施形態を実施するための最良の形態（以下「実施形態」という）の高強度鋼板
素材の成分組成について説明する。実施形態の高強度鋼板の成分組成を構成する元素は、
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶであり、残りはＦｅと不可避的
不純物である。これらの構成元素のうち、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、必ずしも
必要な成分元素ではなく、本発明の効果をより一層高めるために添加される元素である。
以下それぞれの元素の作用について説明する。以下の説明では、組成範囲の割合は質量％
を表すものとする。

前記した構成元素のうち、Ｃはその組成範囲が０．０５％から０．３％の範囲に限定さ
れる。Ｃは、焼戻しマルテンサイト相を生成させ、鋼板素材の強度を高める上で有効な元素である。下限値である０．０５％は、所定の強度を得るのに最低限必要な量である。上限値の０．３％は、次のような理由により規定される。上限値の０．３％より多いＣが添加される場合、焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相のＣ濃度が高くなりこれらの相の強度が上がる。これらの相とＣ濃度の低いフェライト相の強度差が大きくなる。これら強度差のある複数の相の界面で破壊が起きやすいため、伸びフランジ性が低下する。また鋼板中のＣ濃度が上がると溶接性を著しく劣化させる。

Ｓｉはその組成範囲が、０％より大きく３％以下の範囲に限定される。Ｓｉは伸びフラ
ンジ性を低下させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制し、また、延性を向上させる作用が
ある。しかし、この延性を向上させる作用は、Ｓｉの添加量が３％程度で飽和してしまう
。また、Ｓｉは焼戻しマルテンサイト相の焼戻しによる軟化を遅らせる作用があるため、Ｓｉ含有量が多い場合、焼戻しマルテンサイト相が十分に焼戻されず強度が高いまま保持され、フェライト相との強度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｓｉの添加量は３％が上限である。

Ｍｎはその組成範囲が、０．５％以上３％以下の範囲に限定される。Ｍｎは、固溶強化
によって鋼板の引張強度を高くするとともに、鋼板の焼入れ性を向上させ、マルテンサイト相の生成を促進する効果を有する。このようなＭｎの作用は、Ｍｎ含有量が０．５％以上の鋼で認められる。好ましくはＭｎ含有量が１％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３％を超える場合、鋳片割れが生じる等の悪影響がある。Ｍｎの含有量は、好ましくは２．５％以下である。

Ａｌはその組成範囲が、０．０１％以上０．１％以下の範囲に限定される。Ａｌは、製
鋼工程において鋼の脱酸のために使用される。鋼の金属組織中に固溶されたＡｌが存在し
ない場合、鋼の脱酸が完了していない可能性がある。鋼中に酸素が残存する場合、残存す
る酸素はＳｉやＭｎと結合するが、これらのＳｉやＭｎの酸化生成物は溶鋼から分離・浮
上しやすいため、鋼の組成が不均一になり加工性が低下する。また、鋼の金属組織中に固
溶されたＡｌが０．１％を超える場合、脱酸生成物をＡｌが再び還元し、金属状Ａｌが生
成するようになる。この金属状Ａｌは比較的大きな介在物となり、材質的な欠陥あるいは
表面疵となる。そこで上限値を０．１％とする。

ＣｒおよびＭｏは、実施形態の高強度鋼板に必須の元素ではないが添加することにより
、有効に作用する。ＣｒおよびＭｏは鋼板の金属組織中において、伸びフランジ性を低下
させる炭化物の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する作用を有するので、必要に応
じて添加することができる。ＣｒおよびＭｏの組成範囲は、ＣｒおよびＭｏから選択され
る少なくとも1種以上の元素を含み、これらの元素の合計の組成比率が０．５％以下であ
る。ＣｒおよびＭｏの作用を有効に発揮させるには、ＣｒおよびＭｏの組成比率がそれぞ
れ０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）であることが推奨される。ただし、Ｃ
ｒおよびＭｏは、これらから選択される１種類あるいは両者の合計で０．５％を超えて添
加しても、前記した作用は飽和してしまい、含有量に見合う作用が得られない。

Ｎｂ、ＴｉおよびＶも、実施形態の高強度鋼板に必須の元素ではないが添加することに
より、有効に作用する。Ｎｂ、ＴｉおよびＶは鋼板の金属組織中において、炭窒化物を形
成し、析出強化によって鋼の引張強度を高める作用および結晶粒を微細化する作用を有す
る。そのため、これらの元素は必要に応じて添加される。Ｎｂ、ＴｉおよびＶから選ばれ
る１種または２種以上の添加量が合計で０．０１％未満では、前記したＮｂ、Ｔｉおよび
Ｖの作用は有効ではない。一方、前記した添加量が合計で０．１％を超えると、析出物が
多くなりすぎるため、伸びフランジ性が著しく低下してしまう。したがって、前記した添
加量の合計は、上限が０．１％である。

実施形態の高強度鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの代わりに、ＮｉまたはＣｕを１質量％以下含む組成でもよい。また、Ｂを０．０００１質量％以上で、０．００１０質量％以下を含む組成でもよい。さらに、Ｃａおよび／またはＲＥＭを合計で０．００３質量％以下含む組成でもよい。

実施形態の高強度鋼板の素材の組成は、以上の成分以外はＦｅと不可避的不純物からな
るものである。なお、不可避的不純物としてＰおよびＳがあるが、Ｐが０．０５％以下（
０％を含まない）かつＳが０．０２％以下（０％を含む）であれば、実施形態の高強度鋼
板の特性に悪影響を及ぼさない。鋼板の加工性は、ＰおよびＳ含有量が少ない方がよい。
特にＳの含有量が多い場合、鋼中の介在物となるＭｎＳが増加し、鋼板の伸びフランジ性
を著しく低下する。

次に、実施形態の高強度鋼板の金属組織について説明する。実施形態の高強度鋼板の金
属組織は、占積率が８０％以上の焼戻しマルテンサイト相と占積率が３％以下の残留オーステナイト相を含み、残りは主としてフェライト相からなる。
これらの構成相のうち、焼戻しマルテンサイト相についてまず説明する。焼戻しマルテンサイト相の占積率が８０％以上ある場合、後記する実施形態の高強度鋼板の製造方法で採用する焼鈍工程後に前記フェライト相の一部に微細に残存する焼鈍マルテンサイト相によって、オーステナイト結晶粒同士の合体および成長を抑制できる。焼戻しマルテンサイト相の占積率が８０％未満の場合、焼戻しマルテンサイト相がフェライト相に分断されるため、伸びフランジ性が低下する。一方、焼戻しマルテンサイト相の占積率が１００％の実質上焼戻しマルテンサイト単相組織になると、延性が低下するので１００％の占積率の場合は本発明には含まれない。

実施形態の高強度鋼板の焼戻しマルテンサイト相において、平均粒径が１０μｍ以下であり粒径が１０μｍより大きい焼戻しマルテンサイト相の占積率が１５％以下である。平均粒径が１０μｍより大きい場合または粒径が１０μｍより大きい焼戻しマルテンサイト相の占積率が１５％を超える場合、破壊の起点となる焼戻しマルテンサイト相の界面が偏在化するので十分な伸びフランジ性が得られない。

実施形態の高強度鋼板の金属組織においては、残留オーステナイト相の占積率が３％以
下である。残留オーステナイト相は、加工時に焼戻しマルテンサイト相に変化する誘起変態を起こす。そのため残留オーステナイト相は、伸びフランジ性を低下させる。したがって、伸びフランジ性を向上させるために残留オーステナイト相の占積率は低く抑えなければならない。残留オーステナイト相の占積率は、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下である。

以上説明したような実施形態の高強度鋼板は、微細な焼戻しマルテンサイト相が形成され、残留オーステナイト相の占積率が十分に低いため、引張強度が高いだけでなく、延性および伸びフランジ性がともに高い優れた特性を有するものである。

次に、実施形態の高強度鋼板の製造方法について説明する。
まず、実施形態の高強度鋼板の素材について説明する。実施形態の高強度鋼板は、所定
の条件を満たす鋼板素材に、所定の焼鈍工程および焼戻し工程からなる熱処理をすること
によって得られる。
実施形態の高強度鋼板の鋼板素材は、前記した成分組成の条件を満たすことに加えて次
のような金属組織の条件を満たす必要がある。実施形態の高強度鋼板の鋼板素材は、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が９０％以上である必要がある。好ましくは、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が９５％以上である。これらの構成相の占積率が９０％未満の場合、後記する焼鈍工程においてフェライト相とオーステナイト相の２相域に加熱した際に、粗大なオーステナイト相が生成するため、前記した微細な焼戻しマルテンサイト相を得ることができない。そのため、伸びフランジ性を向上させることができないことになる。

マルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が９０％以上である実施形態の高強度鋼板の鋼板素材は、次のようにして製造される。
実施形態の高強度鋼板の鋼板素材（以下、「鋼板素材」という）は、前記した実施形態
の高強度鋼板素材の成分組成を満足するように調整された鋼スラブを、仕上げ圧延温度が
ＡＣ３点以上の温度で熱間圧延を行なう。その後、この熱間圧延された鋼板を、１０℃／
秒以上の冷却速度で、オーステナイト相がマルテンサイト相に変態を開始する温度である。Ｍｓ点よりも低い温度（おおよそ３５０℃以下）の冷却停止温度まで冷却した後、巻き取ることにより、鋼板素材は製造される。仕上げ圧延温度がＡＣ３点以下または熱間圧延後の冷却速度が１０℃／秒以下では、熱間圧延後の冷却時にフェライト相が生成しやすく、熱間圧延後の低温変態相の占積率が９０％以上とならない。

また、鋼板素材の成分組成を満足するように調整された鋼スラブから、前記した熱間圧
延および冷却速度の条件を満たさない条件で製造された鋼板であっても、次のような予備
焼鈍を行うことによって、低温変態相の占積率が９０％以上である鋼板素材に調整するこ
とができる。この予備焼鈍は、熱延鋼板をＡＣ３点以上の温度域に５秒以上保持した後、
１０℃／秒以上の冷却速度で３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する熱処理である。前
記した鋼板をＡＣ３点以下の温度域に保持した場合、フェライト相が生成し、占積率が９
０％以上とならない。また、前記した鋼板をＡＣ３点以上の温度域に保持する場合でも、
保持時間が５秒未満では金属組織のオーステナイト化が不十分なため、占積率が９０％以
上とならない。この予備焼鈍の条件を満たす限り、焼鈍温度、保持時間、冷却速度の上限
および冷却停止温度の下限は特に定めない。

次に、実施形態の高強度鋼板の熱処理工程について説明する。実施形態の高強度鋼板は
、鋼板素材を所定の焼鈍工程および焼戻し工程からなる熱処理をすることによって得られ
る。この焼鈍工程は、前記鋼板素材をＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に３０秒
以上１２００秒以下の時間、加熱保持した後、１０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下ま
で冷却する熱処理である。この焼鈍工程を経ることによって、前記した占積率が８０％以
上のマルテンサイト相が形成される。また、鋼板素材をＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に加熱・保持した際に生成するオーステナイト結晶粒のサイズは、実施形態の高強度鋼板の焼戻しマルテンサイト相の結晶粒径に影響を及ぼす。すなわち、実施形態の高強度鋼板のように、平均粒径が１０μｍ以下であり粒径が１０μｍより大きい焼戻しマルテンサイト相の占積率が１５％以下である、微細な焼戻しマルテンサイト相を得るには、鋼板素材をＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上の温度に加熱・保持することが必要である。このような微細な焼戻しマルテンサイト相が形成された金属組織の鋼板は、高強度かつ高延性の特性を有する。
この焼鈍工程において、オーステナイト単相が安定なＡＣ３点より高い温度域で鋼板素
材を保持すると、オーステナイトの結晶粒が成長して互いに合体して粗大化するため、実
施形態の高強度鋼板のような微細な焼戻しマルテンサイト相を有する金属組織にすることができない。その結果、高強度鋼板の伸びフランジ性が低くなる。また、ＡＣ３点−５０℃よりも低い温度で鋼板素材を保持すると、オーステナイト化が十分に進まず、熱処理後の高強度鋼板の焼戻しマルテンサイト相の占積率は、実施形態の高強度鋼板よりも低くなる。その結果、高強度鋼板の伸びフランジ性が低くなる。したがって、前記保持温度は、ＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上とした。

この焼鈍工程において保持時間が３０秒未満の場合、オーステナイト相が十分に生成し
ないため、この焼鈍工程後に微細なマルテンサイト相を得ることができない。保持時間が１２００秒より長い場合、生成するオーステナイト結晶粒が粗大化してしまうので、前記した微細な焼戻しマルテンサイト相を得ることができない。そのため、保持時間は、３０秒以上１２００秒以下の範囲であることが必要であり、好ましくは１２０秒以上６００秒以下の範囲である。

また、この焼鈍工程において、冷却速度が１０℃／秒未満、または、冷却停止温度がオ
ーステナイト相から焼戻しマルテンサイト相への変態が開始するＭｓ点より高い場合、ベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライト相、フェライト相の生成やセメンタイト相の析出が起こり、マルテンサイト相以外の相が多く形成されるため、マルテンサイト相の占積率を上げることができない。そのため鋼板の伸びフランジ性が低くなる。冷却速度は速ければ速いほど、冷却停止温度は低ければ低いほど、焼戻しマルテンサイト相の占積率を上げることができる。

次に焼戻し工程について説明する。前記焼鈍工程を経た前記鋼板素材は、３００℃以上
５５０℃の温度に６０秒から１２００秒保持される。前記焼鈍工程を経た前記鋼板素材の
金属組織には、微細なマルテンサイト相が形成されている。このマルテンサイト相を焼戻すことにより前記鋼板素材を軟化させて、焼鈍マルテンサイト相やフェライト相の硬度差を低減することにより、延性とともに優れた伸びフランジ性を得ることができる。

この焼戻し工程での保持温度が３００℃未満では、焼戻しマルテンサイト相の硬度が高すぎるため、鋼板の伸びフランジ性が低下する。一方、保持温度が５５０℃より高い場合、
残留オーステナイト相の分解によって生成したセメンタイト相が粗大化して、鋼板の伸び
フランジ性が低下する。
また、この焼戻し工程での保持時間が６０秒未満の場合、焼戻しマルテンサイト相の硬度が高すぎるため、鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が低下する。一方、保持時間が１２００秒より長
い場合、セメンタイト相が粗大化し、鋼板の伸びフランジ性が低下する。この焼戻し工程
での保持時間は、６０秒以上１２００秒以下であるが、好ましくは９０秒以上９００秒以
下であり、より好ましくは１２０秒以上６００秒以下である。

前記焼鈍工程およびこの焼戻し工程を経た鋼板素材は実施形態の高強度鋼板となり、高
引張強度および高延性の特性に加え、伸びフランジ性が高い特性も有する。そのため、こ
の高強度鋼板は、優れたプレス成形性を備えた鋼板として自動車を始めとする様々な工業
製品に使用されるものである。

以下、本発明に係る高強度鋼板およびその製造方法の作用・効果について、実施例を用
いて説明する。
まず、本実施例で試験した試験鋼板の作製方法について説明する。本実施例において、
表１に示す成分組成を有する鋼記号Ａ乃至Ｙで表される成分組成の鋼スラブについて試験
を実施した。これらのＡ乃至Ｙの成分組成の鋼スラブから、表２および３に示すように、
熱延条件、予備焼鈍条件、焼鈍工程および焼戻し工程を変化させた５６種類の試験鋼板を
作製し、それらの引張強度、延性、伸びフランジ性等の特性を測定した。Ａ乃至Ｙの成分
組成の鋼スラブのうち、Ｂ、Ｃ、Ｅ，Ｆ、Ｉ、Ｊ、Ｌ、Ｎ乃至Ｙが実施形態の実施例に該
当する成分組成の鋼スラブである。他の成分組成の鋼スラブは、実施形態の成分組成に該
当しないものであり、表２および３からわかるように、これらの鋼スラブから作製された
試験鋼板は比較例となり、本発明の技術的範囲に属さない。これらのＡ乃至Ｙの各成分組
成の鋼スラブを８５０℃の仕上温度で熱間圧延し３ｍｍの厚さの５６種類の試験鋼板（Ｎ
ｏ．１乃至５６）にし、表２に示す所定の温度で巻き取った。さらに、Ｎｏ．１乃至４５
の各試験鋼板を酸洗してスケールを除去し、冷間圧延により１．２ｍｍの厚さにした。そ
の後、試験鋼板２と１１を除く各試験鋼板を表２に示す所定の条件で予備焼鈍した。この
後、Ｎｏ．１乃至５６の各試験鋼板を表３に示す所定の条件の焼鈍工程および焼戻し工程
の熱処理をして、それぞれ測定用の試験鋼板とした。

表２からわかるように、実施例に該当する鋼板は、すべて低温変態相の占積率が９０％
以上であり、鋼板素材の条件に該当するものである。

表３に示すように、作製した５６種類の試験鋼板のうち、３３種類が実施形態に該当す
る実施例に該当するものである。他は比較例であり、本発明の技術的範囲に属さない。

このような工程により作製された５６種類の各試験鋼板につき、引張強度試験および伸
びフランジ試験を行った。
引張強度試験は、各試験鋼板の圧延方向の垂直方向が試験時の引張方向となるように、
各試験鋼板から採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して実施し
た。本試験により、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳおよび伸びＥＬを測定した。
伸びフランジ試験は、鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準拠して実施し
、穴拡げ率λを測定した。

５６種類の各試験鋼板の特性測定結果を表４および表５に示す。表４および表５において、ＡＭは焼鈍マルテンサイト相を、ＴＭは焼戻しマルテンサイト相、残留γは残留オーステナイト相を示す。残留オーステナイト相の占積率は、検出限界以下の場合０％とした。
本試験結果において、引張強度が７８０ＭＰａ以上の場合、実用上十分な強度特性であ
り、本発明の引張強度の条件を満たす。また、伸び（延性）および伸びフランジ性につい
ては、それぞれ１０％以上および８０％以上の場合に、優れた特性であるとみなす。伸び
フランジ性に関しては、１００％以上の場合、特に優れた特性であると判定する。
また、引張強度：ＴＳ≧７８０ＭＰａ、伸び：ＥＬ≧１０％、穴拡げ率：λ≧８０％の
すべての条件を満たす試験鋼板を本発明に係る高強度鋼板に該当するものとする。これら
３つの条件のすべてを満たし、かつ、穴拡げ率が特に優れる（λ≧１００％）試験鋼板を
：◎、全条件を満たす試験鋼板：○、３条件中２条件を満たす試験鋼板：△、３条件中１
条件以下しか満たさない試験鋼板を：×と判定した。

以下表４の試験鋼板の特性測定結果について説明する。
試験鋼板Ｎｏ．３，５，７，８，１１，１３，１４，１７，１８，２０，２３，２４，
２７，２８，３３，３４，３７，３８，４０乃至４５は、いずれも実施形態の高強度鋼板
の成分組成に該当する鋼スラブ（表１のＢ，Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｉ，Ｊ，Ｌ，Ｎ乃至Ｔ）から作
製されたものである。また、表２および表３からわかるように、これらの試験鋼板の焼鈍
工程前の金属組織のマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率並びに焼鈍工程および焼戻し工程は、実施形態の高強度鋼板の条件に該当するものである。これらの試験鋼板はすべて本発明の引張強度、延性および伸びフランジ性の条件を満たす。

表５の各試験鋼板（Ｎｏ．４６乃至５６）はすべて本発明の引張強度、延性および伸びフランジ性の条件を満たす。

実施形態の高強度鋼板に該当する試験鋼板のうち、Ｎｏ．３，５，８，１４，２０は伸
びフランジ性が特に優れる。これらの試験鋼板の残留オーステナイト相の占積率は０％で
あり、その焼戻しマルテンサイト相は平均粒径が比較的小さく、１０μｍ以上の結晶粒サイズの焼戻しマルテンサイト相の占積率が比較的低い。

比較例の試験鋼板について、本発明に係る高強度鋼板の条件を満たさなかった理由につ
いて説明する。
試験鋼板Ｎｏ．１は、Ｃ量が少ない鋼スラブＡから作製されたため、引張強度が低い。
試験鋼板Ｎｏ．２は、焼鈍工程前の状態での金属組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が低かったため、焼戻しマルテンサイト相の結晶粒が粗大化して、強度および伸びフランジ性が低下した。
試験鋼板Ｎｏ．４は、予備焼鈍の温度がＡＣ３点より低かったため、焼鈍工程前の状態
での金属組織において、低温変態相の占積率が低くなり、焼戻しマルテンサイト相の結晶粒が粗大化したために、延性および伸びフランジ性が低い。

試験鋼板Ｎｏ．６は、予備焼鈍における保持時間が短かったため、焼鈍工程前の状態で
の金属組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が低くなり、焼戻しマルテンサイト相の結晶粒が粗大化した。その結果、延性および伸びフランジ性が低い。
試験鋼板Ｎｏ．９は、予備焼鈍後の冷却が遅かったために、焼鈍工程前の状態での金属
組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が低くなり、焼戻しマルテンサイト相が粗大化した。その結果、延性および伸びフランジ性が低い。
試験鋼板Ｎｏ．１０は、予備焼鈍後の冷却停止温度が高かったため、焼鈍工程前の状態
での金属組織におけるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率が低くなり、焼戻しマルテンサイト相が粗大化した。その結果、延性および伸びフランジ性が低い。
試験鋼板Ｎｏ．１２は、焼戻し工程後の金属組織は実施形態の高強度鋼板のものに該当
するものであるが、本試験鋼板はＣ量が多い鋼スラブＤから作製されたものであるため、
フェライト相の一部である焼鈍マルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の強度差を十分に低減されていない。その結果、伸びフランジ性が低くなった。

試験鋼板Ｎｏ．１５は、焼戻し工程後の金属組織は実施形態の高強度鋼板のものに該当
するものであるが、本試験鋼板はＳｉ量が多い鋼スラブＧから作製されたものである。そ
のため、焼戻しマルテンサイト相が十分に焼戻されず、フェライト相の一部である焼鈍マルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の強度差が十分に低減されていない。その結果、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．１６は、Ｍｎ量の少ない鋼スラブＨから作製されたため、焼入れ性が十
分でないため、焼鈍工程後に残留オーステナイト量が多く残存した。その結果、延性およ
び伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．１９は、Ｍｎ量の多い鋼スラブＫから作製されたため、焼戻し工程後の
金属組織中のマルテンサイト相および残留オーステナイト相の占積率やサイズは、実施形態の高強度鋼板のものに該当するが
、Ｍｎの偏析が発生した。その結果、延性および伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．２１は、Ａｌ添加量が多い鋼スラブＭから作製された。そのため、鋼材
表面の表面疵が多くなった。その結果、伸びフランジ性が低くなった。

試験鋼板Ｎｏ．２２は、焼鈍工程においてＡＣ３点以上に加熱したため、オーステナイ
ト相の結晶粒が粗大化した。その結果、延性が低下した。
試験鋼板Ｎｏ．２５は、焼鈍工程における加熱・保持温度がＡＣ３点−５０℃より低か
ったため、オーステナイト相が十分に生成しなかった。その結果、焼戻しマルテンサイト相の占積率が低くなり、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．２６は、焼鈍工程におけるＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上での保持
時間が短すぎたため、オーステナイト相が十分に生成しなかった。その結果、マルテンサ
イト相の占積率が低くなり、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．２９は、焼鈍工程におけるＡＣ３点以下ＡＣ３点−５０℃以上での保持
時間が長すぎたため、オーステナイト相の結晶粒が粗大化した。その結果、マルテンサイ
ト相の結晶粒径が粗大化し、延性が低くなった。

試験鋼板Ｎｏ．３０は、焼鈍工程後の冷却が遅すぎたため、焼戻しマルテンサイト相以外の相が生成され、焼戻しマルテンサイト相の生成が十分に起きなかった。その結果、引張強度が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．３１は、焼鈍工程後の冷却停止温度がＭｓ点より高かったため、マルテ
ンサイト相生成が不十分だった。その結果、焼戻しマルテンサイト相の占積率が低くなり、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．３２は、焼戻し工程における加熱・保持温度が下限値より低かったため
、焼戻しマルテンサイト相の転位密度が低下せず、ひずみが十分に緩和されなかった。その結果、延性および伸びフランジ性が低くなった。

試験鋼板Ｎｏ．３５は、焼戻し工程における焼戻し工程の加熱・保持温度が上限値より
も高かったため、セメンタイトが析出した。その結果、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．３６は、焼戻し工程における加熱・保持時間が短すぎたため、残留オー
ステナイト相の占積率が十分低下しなかった。また、焼戻しマルテンサイト相の転位密度が低下せず、ひずみが十分に緩和されなかった。その結果、伸びフランジ性が低くなった。
試験鋼板Ｎｏ．３９は、焼戻し工程における加熱・保持時間が長すぎたため、セメンタ
イトが析出した。その結果、伸びフランジ性が低くなった。

Claims (8)

1. 高強度鋼板において、
   その組成が、
   ０．０５質量％以上０．３質量％以下の範囲のＣと、
   ０質量％よりも大きく３質量％以下の範囲のＳｉと、
   ０．５質量％以上３質量％以下の範囲のＭｎと、
   ０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲のＡｌと、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、
   その金属組織が、占積率が８０％以上のマルテンサイト相を含み、
   前記マルテンサイト相はその平均粒径が１０μｍ以下であり、かつ、
   粒径が１０μｍ以上の前記マルテンサイト相の占積率が１５％以下であり、
   その金属組織の残留オーステナイト相の占積率が３％以下であり、さらに
   引張強度が７８０ＭＰａ以上であること
   を特徴とする高強度鋼板。
2. 請求項１の高強度鋼板において、
   前記マルテンサイト相は、焼戻しマルテンサイト相であって、
   前記マルテンサイト相および前記残留オーステナイト相以外の残部組織に焼鈍マルテンサイト相を含み、
   前記焼鈍マルテンサイト相の占積率が３％以上であって２０％以下であることを
   を特徴とする高強度鋼板。
3. 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、
   前記した組成の残部に、ＣｒおよびＭｏから選択される少なくとも１種以上の元素を含み、これら元素の合計の組成比率が０．５質量％以下であること
   を特徴とする高強度鋼板。
4. 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、
   前記した組成の残部に、
   Ｎｂ、ＴｉおよびＶから選択される少なくとも１種以上の元素を含み、これら元素の合
   計の組成比率が０．１質量％以下であること
   を特徴とする高強度鋼板。
5. 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、
   前記した組成の残部に、合計で１．０質量％以下のＮｉまたはＣｕを含むこと
   を特徴とする高強度鋼板。
6. 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、
   前記した組成の残部に、合計で０．０００１質量％以上かつ０.００１０質量％以下のＢを含むこと
   を特徴とする高強度鋼板。
7. 請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板において、
   前記した組成の残部に、合計で０．００３質量％以下のＣａおよび／またはＲＥＭを含むこと
   を特徴とする高強度鋼板。
8. 引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板の製造方法であって、
   請求項１および３乃至７のいずれかに記載の組成を有し、
   全金属組織に占めるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計の占積率が９０％以上の鋼板を、
   ＡＣ３点以下であってＡＣ３点−５０℃以上の温度に３０秒以上１２００秒以下の時間、加熱保持した後、
   １０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下まで冷却し、さらに、
   ３００℃以上５５０℃以下の温度に６０秒以上１２００秒以下の時間、加熱保持する熱
   処理をすること
   を特徴とする引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼板の製造方法。