(57)【要約】  伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。  質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．００〜２．２０％、Ｍｎ：２．００〜３．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を満たすと共に、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．００３〜０．５０％、Ｎｉ：０．００３〜０．５０％、Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、Ｃｏ：０．００３〜０．０５％、Ｍｏ：０．００３〜０．５０％から選択される１種または２種以上を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であって、ミクロ組織は、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下（０％含む）、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２〜１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下（０％含む）、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、かつ、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が平均で１０個以上含有することを特徴とする高強度鋼板。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．２５％、
Ｓｉ：１．００〜２．２０％、
Ｍｎ：２．００〜３．５０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．５０％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を満たすと共に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｃｕ：０．００３〜０．５０％、
Ｎｉ：０．００３〜０．５０％、
Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、
Ｃｏ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｏ：０．００３〜０．５０％
から選択される１種または２種以上を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であって、
ミクロ組織は、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下（０％含む）、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２〜１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下（０％含む）、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、かつ、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が平均で１０個以上含有することを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、成分組成として、質量％で、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａおよび／またはＲＥＭ：合計で０．００５０％以下
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に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延を行い、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却した後に巻取り温度５５０℃以下で巻取り、得られた熱延鋼板に酸洗を施した後、４００〜７００℃の温度域に加熱する熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行い、次いで、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で８００〜９３０℃の温度域まで加熱し、第１均熱温度として８００〜９３０℃の温度域で３０秒以上保持した後、第１均熱温度から３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で７０〜２５０℃の冷却停止温度まで冷却した後、３２０〜４７０℃まで加熱し、第２均熱温度として３２０℃〜４７０℃の温度域で３０秒以上保持した後、室温まで冷却した後に酸洗することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。しかし、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は成形性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸び、穴広げ性や曲げ加工性といった個別の特性が優れているだけでなく、その全てが優れていることが求められる。さらに１１８０ＭＰａ以上の鋼板は使用環境から進入する水素によって遅れ破壊（水素脆化）が懸念される。そのため、高強度鋼板を適用するためには、高いプレス成形性と耐遅れ破壊特性に優れる事が必要となる。【０００３】
従来、成形性と高強度を兼ね備えた高強度薄鋼板としてＴＲＩＰ鋼板が挙げられる。このＴＲＩＰ鋼板は、残留オーステナイトを含有した鋼板組織であり、マルテンサイト変態開始温度以上の温度で加工変形させると、応力またはひずみによって残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる。しかし、このＴＲＩＰ鋼板は、打抜き加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで、フェライトとの界面にクラックが発生し、穴広げ性に劣る欠点があった。そこで、特許文献１では、少なくとも６０％のベイニティック・フェライトおよび２０％以下のポリゴナル・フェライトを含有することで、伸びおよび伸びフランジ性を向上させたＴＲＩＰ鋼板が開示されている。また、特許文献２では、ベイナイト・残留オーステナイトの面積率を制御することで、穴広げ性および延性に優れたＴＲＩＰ鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第４４１１２２１号公報
【特許文献２】特許第４０９１８９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１は、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の高強度領域で伸び、穴広げ性および曲げ加工性を高めたものではなく、遅れ破壊の懸念も考慮されていない。また、特許文献２も強度に対して伸びが不十分であり、十分な成形性を確保しているとはいえない。【０００６】
このようにＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、プレス成形性に優れた伸び、穴広げ性および曲げ加工性を確保し、さらに耐遅れ破壊特性に優れることは困難であり、その他の鋼板を含めても、これらの特性（強度、伸び、穴広げ性、曲げ加工性、耐遅れ破壊特性）を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。【０００７】
本発明は、上記従来技術の問題点を解消し、伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐遅れ破壊特性を向上させるためには、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの鋼板組織の体積分率を特定の比率で制御し、かつ、各鋼板組織の平均結晶粒径を微細化し、鋼板組織内に微細炭化物を生成させることで、高延性、高穴広げ性、高曲げ加工性に加え、優れた耐遅れ破壊特性を併せて得られることを見出した。この発明は、上記の知見に立脚するものである。【０００９】
遅れ破壊は鋼板内に水素が進入し、き裂が生成・進展することで破壊に生じる。ここで、鋼板組織内にマルテンサイト、特に焼き戻されていないマルテンサイトは遅れ破壊におけるき裂の進展を助長させる。そのため、鋼板組織のマルテンサイトを焼戻すことで抑制は可能である。しかしながら、自動車用薄鋼板ではプレス成形された後に実車に搭載されてから使用環境に曝されることで水素が侵入して遅れ破壊が生じることが懸念される。ここで、残留オーステナイトを含有したＴＲＩＰ鋼板は、伸びに寄与する残留オーステナイトがマルテンサイトに変態してから使用環境に曝されるということになる。すなわち、耐遅れ破壊特性を向上させるためにはプレス成形後の鋼板組織を考慮する必要があった。【００１０】
また、穴広げ性においては鋼板組織中にフェライトより高硬度であるマルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイト等が存在した場合、打抜き加工時にその界面、特に軟質なフェライトとの界面にボイドが発生し、その後の穴広げ過程でボイド同士が連結、進展することで、き裂が発生する。一方で、鋼板組織中に軟質なフェライトや残留オーステナイトを含有することで伸びが向上する。曲げ加工性においては鋼板組織の均質性が重要となり、軟質なフェライトが多量に存在すると、硬質相との界面に局所的にひずみが集中するため、その界面で割れが生じる。【００１１】
そこで、本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、ボイド発生源である軟質相（フェライト）と硬質相（マルテンサイト、残留オーステナイト）の体積分率を調整し、硬質中間相（軟質相であるフェライトと硬質相であるマルテンサイトの中間の硬度）である焼戻しマルテンサイトもしくはベイナイトを生成させ、さらに結晶粒を微細化させることで、軟質なフェライトをある程度含有しながらも強度や穴広げ性を確保しつつ、鋼板組織内にセメンタイトを含有させることで水素トラップサイトを生成させ、強度を確保し、伸び、耐遅れ破壊特性、穴広げ性を得る知見を得た。さらに、Ｆｅの標準電極電位より貴な元素を添加することで、鋼板の水素過電圧を上昇させることにより、水素発生反応を抑制することで耐遅れ破壊特性を向上する知見も得た。そのためには、セメンタイトを熱延鋼板の組織中に微細に分散させた上で、その後の連続焼鈍（第２の熱処理）時に粗大化させることで水素のトラップサイトを生成する。この粗大なセメンタイトは強度には影響は小さいが、穴広げ時のボイドの生成も抑制する。連続焼鈍（第２の熱処理）時の冷却過程でベイナイト変態と、冷却後の均熱保持中にて冷却中に生成するマルテンサイトの焼戻しの工程で、残留オーステナイト生成とベイナイトや焼戻しマルテンサイトを生成する熱処理により、本発明の鋼板組織を形成させる知見を得た。【００１２】
以上より、本発明では、水素過電圧を上昇させる効果がある元素として、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｍｏを含有させ、さらに適正な熱間圧延および焼鈍条件で熱処理を施す。すなわち、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの結晶粒径を微細化しつつ、残留オーステナイトの体積分率を伸びの確保に十分な体積分率を得ながら、かつ、フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトの体積分率を強度と延性を損なわない範囲に制御することで、伸び、穴広げ性、曲げ加工性、耐遅れ破壊特性を向上させることが可能である。ここで、ＴｉはＦｅより標準電極電位は低いが、水素過電圧を上昇させる効果があり、さらにＴｉＣの析出物を生成するため水素のトラップサイトとなり、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。【００１３】
すなわち、本発明は、以下の［１］〜［３］を提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．００〜２．２０％、Ｍｎ：２．００〜３．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を満たすと共に、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．００３〜０．５０％、Ｎｉ：０．００３〜０．５０％、Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、Ｃｏ：０．００３〜０．０５％、Ｍｏ：０．００３〜０．５０％から選択される１種または２種以上を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であって、ミクロ組織は、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下（０％含む）、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２〜１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下（０％含む）、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、かつ、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が平均で１０個以上含有することを特徴とする高強度鋼板。
［２］さらに、成分組成として、質量％で、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃａおよび／またはＲＥＭ：合計で０．００５０％以下から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延を行い、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却した後に巻取り温度５５０℃以下で巻取り、得られた熱延鋼板に酸洗を施した後、４００〜７００℃の温度域に加熱する熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行い、次いで、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で８００〜９３０℃の温度域まで加熱し、第１均熱温度として８００〜９３０℃の温度域で３０秒以上保持した後、第１均熱温度から３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で７０〜２５０℃の冷却停止温度まで冷却した後、３２０〜４７０℃まで加熱し、第２均熱温度として３２０℃〜４７０℃の温度域で３０秒以上保持した後、室温まで冷却した後に酸洗することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、極めて高い引張強さ（ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上）を有するとともに、高い伸びと穴広げ性とそれに伴う優れた曲げ加工性を有する。また、部材に成形加工した後も環境から進入する水素に起因した遅れ破壊が生じにくい優れた耐遅れ破壊特性を有する。例えば、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、全伸びが１７．０％以上、穴広げ率が４５％以上および曲げ加工性Ｒ／ｔ（ＲはＶブロックの先端半径、ｔは板厚）が２．０以下を有し、２０℃のｐＨ＝１．５の塩酸浸漬環境下で１００時間破壊が生じない、強度、伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板を安定して得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下において、成分の「％」表示は質量％を意味する。
【００１６】
Ｃ：０．１５〜０．２５％
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの第２相形成に関しても寄与し、さらにマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度を高くする。０．１５％未満では、必要なベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの体積分率の確保が難しい。また、０．１５％未満では、フェライトの体積分率が高くなり、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の確保が難しい。よって、Ｃは０．１５％以上とする。好ましくは０．１７％以上である。一方、過剰に含有するとフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が低下する。よって、Ｃは０．２５％以下とする。好ましくは０．２３％以下である。
【００１７】
Ｓｉ：１．００〜２．２０％
Ｓｉはフェライトを固溶強化し、硬質相との硬度差を低下させるため、穴広げ率が増加する。その効果を得るためには１．００％以上含有することが必要である。好ましくは１．２０％以上である。しかしながら、Ｓｉの過剰な含有は化成処理性が低下するため、その含有量は２．２０％以下とする。好ましくは２．００％以下である。
【００１８】
Ｍｎ：２．００〜３．５０％
Ｍｎは固溶強化、および、硬質相（残留オーステナイト、マルテンサイト）および硬質中間層（ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、硬質相や硬質中間層の体積分率制御に必要な元素である。その効果を得るためには２．００％以上含有することが必要である。一方、過剰に含有した場合、マルテンサイトの体積分率が過剰になり、さらにマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度が増加してしまい、穴広げ性が低下する。加えて、水素が鋼板内に進入した場合、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界でのき裂が進展しやすくなるため耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｍｎの含有量は３．５０％以下とする。好ましくは３．００％以下である。
【００１９】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与する。しかしながら、過剰に含有した場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、溶接性が低下することから、その含有量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。特に下限は無いが、極低Ｐ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００５％以上含有することが好ましい。
【００２０】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、水素進入時にＭｎＳからき裂が生成し、その結果、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、含有量の上限を０．００５％とする。好ましくは、０．００４５％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００５％以上含有することが好ましい。
【００２１】
Ａｌ：０．０１〜０．５０％
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。一方で、Ａｌはベイナイト変態時にセメンタイト析出を抑制する効果があり、残留オーステナイト生成に寄与するが、水素のトラップサイトであるセメンタイトの粗大化を抑制することから、その上限は０．５０％とする。好ましくは０．４５％以下である。
【００２２】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成し、曲げ加工性や穴広げ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎが０．０１０％超えでは、この傾向が顕著となることから、Ｎの含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
【００２３】
Ｂ：０．０００３％〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性を向上させ、硬質相および硬質中間相を生成することで高強度化に寄与し、焼入れ性を確保しつつ、マルテンサイト変態開始点を低下させない元素である。さらに、熱間圧延時の仕上げ圧延後に冷却する際、フェライトやパーライトの生成を抑制する効果がある。この効果を発揮するために、０．０００３％以上含有させる必要がある。一方、０．００５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下である。
【００２４】
本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を１種または２種以上を含有する。
【００２５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素である。さらに本発明に必須な元素であるＢをＮと反応させない役割を担う。また、Ｔｉの微細な炭窒化物は水素のトラップサイトとなり、かつ、水素過電圧を上昇させるため耐遅れ破壊特性を向上させる。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量の下限を０．００５％以上とする。好ましくは０．００８％以上である。一方、多量にＴｉを含有すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３５％以下である。
【００２６】
Ｃｕ：０．００３〜０．５０％
ＣｕはＦｅより標準電極電位が貴なため、含有することで水素過電圧を増加させて水素発生を抑制、すなわち鋼板への水素進入量を低下させる。その結果、耐遅れ破壊特性が向上する。また、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。これらの効果を発揮するためには０．００３％以上必要である。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。
【００２７】
Ｎｉ：０．００３〜０．５０％
ＮｉもＣｕと同様、水素過電圧を増加させて耐遅れ破壊特性が向上する元素であり、このような効果を発揮させるためには０．００３％以上必要である。好ましくは０．０１％以上である。また、Ｃｕと同時に含有すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ含有時に有効である。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。
【００２８】
Ｓｎ：０．００３〜０．５０％
ＳｎもＣｕと同様、水素過電圧を増加させて耐遅れ破壊特性が向上する元素であり、このような効果を発揮させるためには０．００３％以上必要である。好ましくは０．００７％以上である。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和し、さらに延性を低下させるため、その含有量を０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
【００２９】
Ｃｏ：０．００３〜０．０５％
ＣｏもＣｕと同様、水素過電圧を増加させて耐遅れ破壊特性が向上する元素であり、このような効果を発揮させるためには、０．００３％以上含有する必要がある。好ましくは０．００５％以上である。一方、０．０５％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。
【００３０】
Ｍｏ：０．００３〜０．５０％
ＭｏもＣｕと同様、水素過電圧を増加させて耐遅れ破壊特性が向上する元素であり、さらに高強度化に寄与する元素である。これらの効果を発揮させるためには、０．００３％以上含有させる必要がある。好ましくは０．００５％以上である。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
【００３１】
本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を１種または２種以上を含有しても良い。
【００３２】
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような作用を有するためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、０．０５％を超えて多量のＶを含有させても、強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖの含有量は０．０５％以下が好ましい。
【００３３】
Ｎｂ：０．０５％以下
ＮｂもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＮｂを含有すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．０５％以下が好ましい。
【００３４】
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。この効果を発揮させるためには、０．１０％以上含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有させると、過剰にマルテンサイトが生成し、面欠陥が発生しやすくなるため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
【００３５】
Ｃａおよび／またはＲＥＭ：合計で０．００５０％以下
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮するためには合計で０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、０．００５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を合計で０．００５０％以下とする。
【００３６】
上記以外の残部はＦｅおよび不可避不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｚｎ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
【００３７】
次に、本発明の高強度鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
【００３８】
フェライトは平均結晶粒径２μｍ以下、体積分率が１５％以下（０％含む）の範囲であり、残留オーステナイトは平均結晶粒径２μｍ以下、体積分率が２〜１５％であり、マルテンサイトは平均結晶粒径３μｍ以下、体積分率が１０％以下（０％含む）であり、残部を平均結晶粒径６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトとする。ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。
【００３９】
フェライトの体積分率が１５％を超えると、穴広げ時のボイド生成量が増加することに加え、強度確保のため、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度も高くする必要があるため、強度と穴広げ性の両立が困難である。さらに曲げ加工性の観点からもフェライトの体積分率の増加は硬度の均一性が低下するため、フェライトの体積分率は１５％以下とする。好ましくは１２％以下である。さらに好ましくは１０％未満である。なお、フェライトの体積分率は０％としてもよい。また、フェライトの平均結晶粒径が２μｍを超えると、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、良好な穴広げ性が得られない。そのため、フェライトの平均結晶粒径は２μｍ以下とする。
【００４０】
良好な延性を確保するためには、残留オーステナイトの体積分率が２〜１５％の範囲であることが必要である。残留オーステナイトの体積分率が２％未満では伸びが低下するため、その下限は２％とする。好ましくは４％以上である。また、残留オーステナイトの体積分率が１５％を超える場合、プレス成形後に残留オーステナイトから変態したマルテンサイトの量が過剰に多くなり、水素進入時のき裂進展速度が増加する。そのため、上限は１５％とする。好ましくは１２％以下である。さらに好ましくは１１％以下である。また、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、残留オーステナイト内のＣ分布の影響で、プレス成形時にマルテンサイトが生成しやすくなり、耐遅れ破壊特性が低下するため、その上限は２μｍとする。下限は特に規定はしないが、０．３μｍ未満では伸びに及ぼす寄与が大きいため、０．３μｍ以上が好ましい。
【００４１】
所望の強度を確保しつつ、耐遅れ破壊特性および穴広げ性を確保するためにマルテンサイトの体積分率は１０％以下とする。好ましくは８％以下である。さらに好ましくは５％以下である。なお、マルテンサイトの体積分率は０％としてもよい。また、マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ超えではフェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化するため、その上限は３μｍとする。なお、ここで云うマルテンサイトとは、連続焼鈍時の第２均熱温度域である３２０〜４７０℃の温度域で保持した後も未変態であるオーステナイトが、室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトのことである。
【００４２】
良好な穴広げ性を確保するために、上記のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の残部は、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであることが必要である。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、６μｍ以下とする。平均結晶粒径が６μｍ超えでは、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化するため、その上限は６μｍとする。また、ベイナイトの体積分率は２０〜５０％の範囲、焼戻しマルテンサイトの体積分率は３５〜８５％であることが好ましい。なお、ここで云うベイナイトの体積分率とは、観察面に占めるベイニティック・フェライト（転位密度の高いフェライト）の体積割合のことであり、焼戻しマルテンサイトとは、焼鈍時の７０〜２５０℃までの冷却中に未変態のオーステナイトが一部マルテンサイト変態し、３２０〜４７０℃の温度域に加熱後、保持された際に焼き戻されるマルテンサイトのことである。
【００４３】
また、本発明におけるフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト以外に、パーライトが生成される場合があるが、上記のフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積分率、フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径、セメンタイト粒子の分布状態が満足されれば、本発明の目的を達成できる。ただし、パーライトの体積分率は３％以下が好ましい。
【００４４】
また、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子を平均で１０個以上含有させる必要がある。これはセメンタイトが水素のトラップサイトになり耐遅れ破壊特性を向上させるうえに、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度を大きく上昇させないため、穴広げ性に有用である。粒径０．０４μｍ未満、もしくは平均で１０個未満であると、耐遅れ破壊特性および穴広げ性が劣化する。
【００４５】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り鋼板表面温度とする。
【００４６】
本発明の製造方法は、上記成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延の終了温度８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延を行い、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却した後に巻取り温度５５０℃以下で巻取り、得られた熱延鋼板に酸洗を施した後、４００〜７００℃の温度域に加熱する（第１の）熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行い、次いで焼鈍工程（第２の熱処理）として、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で８００〜９３０℃の温度域まで加熱し、第１均熱温度として８００〜９３０℃の温度域で３０秒以上保持した後、第１均熱温度から３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で７０〜２５０℃の冷却停止温度域まで冷却した後、３２０〜４７０℃の温度域まで加熱し、第２均熱温度として３２０〜４７０℃の温度域で３０秒以上保持した後、室温まで冷却した後に酸洗することを特徴とする。
【００４７】
熱間圧延工程では鋼スラブを、鋳造後、再加熱することなく１１５０〜１３００℃で熱間圧延を開始するか、若しくは１１５０〜１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始するのが好ましい。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００４８】
［熱間圧延工程］
仕上げ圧延終了温度：８５０〜９５０℃
熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する。したがって、仕上げ圧延終了温度は８５０〜９５０℃とする。
【００４９】
１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却
熱間圧延終了後、フェライト変態させることなく、ベイナイト変態する温度域まで急冷し、熱延鋼板の鋼板組織を制御する。この均質化した熱延組織の制御により、最終的な鋼板組織、主にフェライトやマルテンサイトを微細化させる効果がある。そのため、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却する。第１冷却速度が８０℃／ｓ未満ではフェライト変態が開始されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性が低下する。また、１次冷却で冷却する温度が６５０℃超えではパーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性が低下する。そのため、仕上げ圧延後の１次冷却としては８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却する。その後の２次冷却としては５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。第２平均冷却速度が５℃／ｓ未満もしくは５５０℃超えまでの冷却では、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、焼鈍後の穴広げ性が低下する。
【００５０】
巻取り温度：５５０℃以下
巻取り温度が５５０℃超えでは、フェライトおよびパーライトが過剰に生成するため、巻取り温度の上限は５５０℃とする。好ましくは５００℃以下である。巻取り温度の下限は特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、３００℃以上が好ましい。
【００５１】
［酸洗工程］
熱間圧延工程後、酸性工程を実施し、熱延板表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
【００５２】
［（第１の）熱処理］
本発明は熱延後に２回熱処理を施す。これにより、結晶粒径の微細化やセメンタイト析出の分布や存在状態を制御することで、第２の熱処理後（焼鈍工程後）の穴広げ性および曲げ加工性が向上する。第１の熱処理は上記熱間圧延後に実施し、熱延組織で得られたベイナイト均質組織から、さらにＣやＭｎの元素分配の均質化を目的とする。第１の熱処理は、Ｃ、Ｍｎなどの元素の偏析を解消し、その後の焼鈍工程後に所望の組織を得るために重要である。
【００５３】
４００〜７００℃の温度域に加熱
第１の熱処理の熱処理温度が４００℃に満たない場合、元素分配が不十分であり、熱延後の元素分布状態の影響を除去することが出来ず、Ｃ、Ｍｎの偏在に起因して、第２熱処理後にも、元々Ｃの多い領域の焼入性が高くなり、所望の鋼板組織が得られない。さらに粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が減少するため、十分な耐遅れ破壊特性および穴広げ性が得られない。一方、７００℃を超えて加熱すると、粗大かつ硬質なマルテンサイトが過度に生成し、第２の熱処理後の組織が不均一となり、かつマルテンサイトの体積分率が増加し、過度に高強度化して、伸び、穴広げ性および曲げ加工性が著しく低下する。したがって、冷間圧延前に極めて均一な組織とするため、熱延板に施す第１の熱処理の熱処理温度は４００〜７００℃の範囲とする。下限は好ましくは４５０℃以上である。上限は好ましくは６５０℃以下である。
【００５４】
［冷間圧延工程］
所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。
【００５５】
［焼鈍工程］（第２の熱処理）
焼鈍工程、すなわち第２の熱処理においては、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織にベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトやマルテンサイトを形成するために実施する。そのために、焼鈍工程は、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で８００〜９３０℃の温度域まで加熱し、第１均熱温度として８００〜９３０℃の温度域で３０秒以上保持した後、第１均熱温度から３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で７０〜２５０℃の冷却停止温度域まで冷却した後、３２０〜４７０℃の温度域まで加熱し、第２均熱温度として３２０〜４７０℃の温度域で３０秒以上保持した後、室温まで冷却する。
【００５６】
平均加熱速度：３〜３０℃／ｓ
焼鈍後の結晶粒を微細化させることが可能である。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限は３０℃／ｓとする。また、平均加熱速度が小さすぎるとフェライトやマルテンサイト粒が粗大化して所定の平均結晶粒径が得られないため、３℃／ｓ以上の平均加熱速度が必要である。好ましくは５℃／ｓ以上である。
【００５７】
第１均熱温度：８００〜９３０℃
第１均熱温度はフェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域である温度域とする。８００℃未満ではフェライト分率が多くなるため、強度、穴広げ性、曲げ加工性の両立が困難になり、均熱温度の下限は８００℃とする。均熱温度が高すぎると、オーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、結晶粒が粗大化することで耐遅れ破壊特性が低下するため、均熱温度の上限は９３０℃とする。好ましくは８８０℃以下である。
【００５８】
保持時間：３０秒以上
上記の第１均熱温度において、再結晶の進行および一部もしくは全てをオーステナイト変態させるため、保持時間は３０秒以上必要である。上限は特に限定されないが、６００秒以内が好ましい。
【００５９】
３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で７０℃〜２５０℃の冷却停止温度域まで冷却
穴広げ性の観点から焼戻しマルテンサイトを生成させるため、均熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、均熱帯で生成したオーステナイトを一部マルテンサイト変態させるために、３℃／ｓ以上の冷却速度で７０〜２５０℃の冷却停止温度域まで冷却する。冷却速度が３℃／ｓ未満だと鋼板組織中にパーライトや球状セメンタイトが過剰に生成するため、冷却速度の下限は３℃／ｓとする。また、冷却停止温度が７０℃未満では冷却時にマルテンサイトが過剰に生成するため、未変態のオーステナイトが減少し、ベイナイト変態や残留オーステナイトが減少するため、伸びが低下する。冷却停止温度が２５０℃超えでは焼戻しマルテンサイトが減少し、穴広げ性が低下する。そのため、冷却停止温度は７０〜２５０℃とする。下限は好ましくは１５０℃以上である。上限は好ましくは２２０℃以下である。
【００６０】
第２均熱温度として３２０〜４７０℃の温度域で３０秒以上保持
冷却途中に生成したマルテンサイトを焼戻すことで焼戻しマルテンサイトとすることと、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、ベイナイトおよび残留オーステナイトを鋼板組織中に生成するため、さらにセメンタイト粒子を析出および成長させるため、第１均熱温度からの冷却後に再度加熱し、３２０〜４７０℃の温度域で３０秒以上保持する。３２０℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、フェライトおよびマルテンサイトとの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が劣化する。さらにセメンタイトの粗大化も抑制されて耐遅れ破壊特性も低下する。また、４７０℃超えではパーライトが過剰に生成するため、伸びが低下する。そのため、第２均熱温度は３２０〜４７０℃とする。また、保持時間が３０秒未満ではベイナイト変態が十分に進行しないため、未変態のオーステナイトが多く残り、最終的にマルテンサイトが過剰に生成してしまい、穴広げ性が低下する。
【００６１】
なお、室温まで冷却した後の酸洗は常法による。
【００６２】
また、焼鈍工程後に調質圧延を実施しても良い。伸長率の好ましい範囲は０．０５％〜２．０％である。
【００６３】
なお、本発明の範囲内であれば、焼鈍工程において、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。さらに本発明の鋼板を電気めっきし、電気めっき鋼板としても良い。
【実施例】
【００６４】
以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。【００６５】
表１に示す化学組成の鋼を溶製して鋳造してスラブを製造し、熱間圧延の加熱温度を１２５０℃、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件で熱間圧延を行い、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした後、表２で示す第１平均冷却速度（冷速１）で第１冷却温度まで冷却した後、第２平均冷却速度（冷速２）で第２冷却温度まで冷却した後、表２に示す巻取り温度（ＣＴ）で巻取った。ついで、得られた熱延板を酸洗した後、引き続き表２に示す条件で１回目の熱処理（第１の熱処理）を行った。その後、冷間圧延を施し、冷延板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。その後、表２に示す平均加熱速度で加熱し、表２に示す第１均熱温度および保持時間（第１保持時間）で焼鈍した後、表２に示す第３平均冷却速度（冷速３）で冷却停止温度（Ｔａ）まで冷却し、その後、加熱し、表２に示す第２均熱温度（Ｔｂ）で保持（第２保持時間）し、室温まで冷却した後酸洗した。【００６６】
【表１】
2017179372.tif 000002
【００６７】
【表２】
2017179372.tif 000003
【００６８】
製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ  Ｚ２２４１（１９９８））により、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。引張強さが１１８０ＭＰａ以上、全伸びが１７．０％以上を優れた鋼板とした。【００６９】
穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ  Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、４５％以上を有するものを良好な穴広げ性を有する鋼板とした。【００７０】
曲げ加工性に関しては、各焼鈍板から圧延方向と直角方向を長手方向とする３０ｍｍ×１００ｍｍの曲げ試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４８（１９９６）の規定に準拠したＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験（曲げ稜線は圧延方向）により曲げ性を調査した。割れの判定は、光学顕微鏡およびＳＥＭを用いて曲げ部の外側表面および断面を調査し、割れを生じない最小曲げ半径Ｒの板厚ｔ（＝１．４ｍｍ）の比（Ｒ／ｔ）で結果を表示した。Ｒ／ｔが２．０以下を曲げ加工性に優れた鋼板とした。【００７１】
耐遅れ破壊特性に関しては、得られた冷延鋼板の圧延方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断および、端面を研削加工した試験片を用い、試験片をポンチ先端の曲率半径１０ｍｍで１８０°曲げ加工を施した。この曲げ加工を施した試験片に生じたスプリングバックをボルトにより内側間隔が２０ｍｍになるように締込み、試験片に応力を負荷したのち、２５℃、ｐＨ＝１．５の塩酸に浸漬し、破壊が生じるまでの時間を最長１００時間まで測定した。１００時間以内に試験片にき裂が生じないものを○（良好）とし、試験片にき裂が発生した場合は×（劣）とした。なお、試験片のき裂は目視で確認した。【００７２】
鋼板のフェライト、マルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３ｖｏｌ％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍、５０００倍の倍率で観察し、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ  Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から予め各々のフェライトおよびマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。【００７３】
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６、６２−６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。残留オーステナイトの平均結晶粒径については、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回析法）を用いて５０００倍の倍率で観察し、Ｉｍａｓｇｅ−Ｐｒｏを用いて円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。【００７４】
また、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により、鋼板組織を観察し、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の鋼組織の種類を決定した。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。【００７５】
セメンタイトの粒径はＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて５０００倍、１００００倍、２００００倍の倍率で観察し、Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、その円相当直径を算出することで粒径を求めた。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内の粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子の個数はＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて５０００倍、１００００倍、２００００倍の倍率で観察し、任意に選んだ１０箇所の平均個数を求めた。【００７６】
測定した引張強さ、全伸び、穴広げ性、曲げ加工性、耐遅れ破壊特性、鋼板組織の測定結果を表３に示す。【００７７】
【表３】
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【００７８】
表３に示す結果から、本発明例は何れも平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下（０％含む）、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２〜１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下（０％を含む）、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、その結果、１１８０ＭＰａ以上の引張強さと１７．０％以上の全伸びと４５％以上の穴広げ率とＲ／ｔが２．０以下いう良好な加工性が得られ、遅れ破壊特性評価試験において１００時間破壊が生じておらず優れた耐遅れ破壊特性を有することが確認された。一方、比較例は、鋼板組織が本発明範囲を満足せず、その結果、引張強さ、全伸び、穴広げ性、曲げ加工性、耐遅れ破壊特性の少なくとも１つの特性が劣る。
【手続補正書】
【提出日】平成29年10月13日(2017.10.13)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．２５％、
Ｓｉ：１．００〜２．２０％、
Ｍｎ：２．００〜３．５０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．５０％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を満たすと共に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｃｕ：０．００３〜０．５０％、
Ｎｉ：０．００３〜０．５０％、
Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、
Ｃｏ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｏ：０．００３〜０．５０％
から選択される１種または２種以上を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であって、
ミクロ組織は、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下（０％含む）、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２〜１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下（０％含む）、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、かつ、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が平均で１０個以上含有することを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、成分組成として、質量％で、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａおよび／またはＲＥＭ：合計で０．００５０％以下
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に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延を行い、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却した後に巻取り温度５５０℃以下で巻取り、得られた熱延鋼板に酸洗を施した後、４００〜７００℃の温度域に加熱する熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行い、次いで、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で８００〜９３０℃の温度域まで加熱し、第１均熱温度として８００〜９３０℃の温度域で３０秒以上保持した後、第１均熱温度から３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で７０〜２５０℃の冷却停止温度まで冷却した後、３２０〜４７０℃まで加熱し、第２均熱温度として３２０℃〜４７０℃の温度域で３０秒以上保持した後、室温まで冷却した後に酸洗することを特徴とする、請求項１または２に記載された高強度鋼板の製造方法。
【国際調査報告】
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