(57)【要約】【課題】６００〜１４００ＭＰａ級の高強度および超高強度域において、優れた曲げ特性（曲げ加工性および密着曲げ加工性）を発揮し、自動車用鋼板として最適な高強度鋼板を提供する。【解決手段】残留オーステナイト：３〜３０面積％およびフェライト：５０面積％以上を含有する組織を主体とすると共に、残留オーステナイトとフェライトの界面に存在する炭化物の個数が２０００（μｍ）２当たり４０個以下である。【選択図】　図１
2004059996.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
残留オーステナイト：５〜３０面積％およびフェライト：５０面積％以上を含有する組織を主体とすると共に、残留オーステナイトとフェライトの界面に存在する炭化物の個数が２０００（μｍ）２当たり４０個以下であることを特徴とする曲げ特性に優れた鋼板。
【請求項２】
Ｃ：０．０６〜０．２５質量％未満、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３質量％、Ｍｎ：０．５〜３質量％、Ｐ：０．１５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）を夫々含有するものである請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
更に、Ｍｏ：１質量％以下（０質量％を含まない），Ｎｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）およびＣｕ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項２に記載の鋼板。
【請求項４】
更に、Ｃａ：０．００３質量％以下（０質量％を含まない）および／または希土類元素：０．００３質量％以下（０質量％を含まない）を含有するものである請求項２または３に記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、曲げ特性、特に密着曲げ加工性（極限変形能）に優れた高強度鋼板に関し、殊に６００〜１４００ＭＰａ級の高強度および超高強度域において、優れた曲げ特性を発揮する高強度鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業用機械等にプレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。
【０００３】
従来より、強度と延性の両立を図った鋼板として、フェライト素地中に主としてマルテンサイトからなる低温変態組織を含むフェライト・マルテンサイトの複合組織鋼板［デュアルフェイズ（ＤＰ）鋼板］が知られている（例えば、特開昭５５−１２２８２０号等）。上記鋼板は、延性が良好なだけでなく、マルテンサイト生成域に導入された多量の自由転位のために降伏伸びが現れず、降伏応力が低くなる為、加工時の形状凍結特性が良好である。上記組織に制御することにより、引張強度（ＴＳ）が高く、伸び（Ｅｌ）特性にも優れた鋼板が得られている。
【０００４】
一方、組織中に残留オーステナイト（以下、「残量γ」と記すことがある）を生成させ、加工変形中に残留γが誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる残留γ鋼板も知られている。例えば特開昭６０−４３４２５号には、複合組織鋼板としての組織を、体積分率で１０％以上のフェライトと１０％以上の残留γを有し、残部がベイナイトまたはマルテンサイト若しくはそれらの混合組織に制御することにより、高強度で、且つ極めて延性に優れた鋼板が開示されている。上記組織とすることにより、残留γの加工誘起変態効果に加えて、軟質のフェライトによる高延性が発揮される結果、延性はフェライトおよび残留γによって、強度はベイナイトまたはマルテンサイトによって確保される旨記載されている。
【０００５】
上記いずれの鋼板においても、伸び特性（特に均一伸び）に優れており、とりわけＴＲＩＰ鋼板では残留γを含むことによって非常に伸びが高く、成形性（張出し性や絞り成形性）が良好であるという特徴を有するものである。しかしながらこれらの鋼板では、いずれも局部変形特性（曲げ加工性や穴拡げ性）や極限変形特性（密着曲げ加工性）等が固溶強化鋼と比べて一般的に悪いということが知られている。特に、自動車用鋼板の様にプレス成形して使用される鋼板においては、曲げ特性（曲げ加工性および密着曲げ加工性）が良好であることは必要不可欠な要件であるが、これまで開発されている鋼板では曲げ特性、特に密着曲げ加工性が良好であるものは実現されていないのが実状である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、６００〜１４００ＭＰａ級の高強度および超高強度域において、優れた曲げ特性（曲げ加工性および密着曲げ加工性）を発揮し、自動車用鋼板として最適な高強度鋼板を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明の鋼板とは、残留オーステナイト：５〜３０面積％およびフェライト：５０面積％以上を含有する組織を主体とすると共に、残留オーステナイトとフェライトの界面に存在する炭化物の個数が２０００（μｍ）２当たり４０個以下である点に要旨を有するものである。
【０００８】
本発明の鋼板における基本成分としては、Ｃ：０．０６〜０．２５質量％未満、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３質量％、Ｍｎ：０．５〜３質量％、Ｐ：０．１５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）を夫々含有するものが挙げられる。
【０００９】
また、本発明の鋼板には上記基本成分の他、必要によって（ａ）Ｍｏ：１質量％以下（０質量％を含まない），Ｎｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）およびＣｕ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）の少なくとも一種、（ｂ）Ｃａ：０．００３質量％以下（０質量％を含まない）および／または希土類元素：０．００３質量％以下（０質量％を含まない）等を含有させることも有効であり、含有させる成分に応じて鋼板の特性が更に改善される。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、良好な曲げ特性を発揮する鋼板を実現するべく様々な角度から検討してきた。これまで開発されてきたＤＰ鋼板やＴＲＩＰ鋼板では、母相と第２相の強度比が高くなっており、母相と第２相の界面（母相側）に変形が集中することによって、曲げ特性が悪くなると考えられる。
【００１１】
そして本発明者らが更に検討したところによれば、ＴＲＩＰ鋼板における極限変形特性（密着曲げ加工性）には、母相と第２相の強度比ばかりでなく、塑性変形しない（第２相よりも硬い）炭化物（セメンタイト）の存在が影響していることを突き止めた。この炭化物は残留γとフェライトの界面に存在するのであるが、こうした炭化物を極力低減することによって、優れた曲げ特性を発揮する鋼板（ＴＲＩＰ鋼板）が実現できることを見出し、本発明を完成した。
【００１２】
上記の如く本発明の鋼板は、炭化物（即ち残留オーステナイトとフェライトの界面に存在する炭化物）の個数をできるだけ低減したものであるが、具体的にはこの炭化物の個数は２０００（μｍ）２当たり４０個以下とする必要がある。この炭化物の個数が４０個を超えると、曲げ特性（特に密着曲げ加工性）が劣化することになる。尚、この炭化物は、より好ましくは３０個以下に低減するのが良い。
【００１３】
本発明の鋼板は、その組織も適切に制御する必要がある。即ち、本発明の鋼板では、高い強度と良好な伸びを確保する観点から、その組織を残留γ：５〜３０面積％およびフェライト：５０面積％以上を含む組織を主体とするものであるが、こうした組織を構成する各相の範囲限定理由は次の通りである。
【００１４】
残留γ：５〜３０面積％
残留γは全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、５面積％（好ましくは８面積％以上）存在することが必要である。一方、３０面積％を超えて存在すると、逆に曲げ加工性が劣化するので、その上限を３０面積％に定めた。より好ましくは２０面積％以下である。
【００１５】
フェライト：５０面積％以上
本発明におけるフェライトは、鋼板における良好な延性を確保するた為に、その面積率（占積率）は少なくとも５０面積％以上とする必要がある。
【００１６】
本発明の鋼板では、上記の残留γとフェライトを含む組織を主体（例えば、７０面積％以上）とするものであるが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイトやマルテンサイトを一部有していても良い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、マルテンサイトは少なければ少ない程、好ましい。
【００１７】
従来のＴＲＩＰ鋼板の熱処理（熱間圧延および冷間圧延後の熱処理）においては、Ａ１点以上Ａ３点以下の温度で６０〜１８０秒程度加熱保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度でベイナイト変態域（例えば４００±５０℃程度）まで冷却し、その温度域で長時間（例えば３００秒程度）保持することによって、γ相へのＣ濃化を促進してγ相を安定化させ、所定量の残留γを確保するようにしている。しかしながら、こうした方法では残留γ相の内部と外部のＣ濃度勾配が大きくなってセメンタイト（炭化物）が生成し易くなって、曲げ特性が劣化することになる。
【００１８】
炭化物の形態を制御して本発明鋼板を製造するには、例えば次の方法を実施すればよい。即ち、上記のような熱処理に先立ち、フェライト変態域（例えば７００±３０℃程度）で所定時間保持することによって（即ち、２段階の熱処理を行うことによって）、残留γ相の内部と外部のＣ濃度勾配を小さくし、残留γとフェライトの界面での炭化物の生成を抑制することが有効である。但し、上記のフェライト変態域はパーライト変態域と重なることになるので、その温度で余り長時間加熱保持するとパーライト組織が析出することによる特性劣化が生じることになる。従って、この温度での保持時間は上記効果が生じる範囲内で適切に調整する必要があり、好ましくは１０〜３０秒程度である。またフェライト変態域では、γ相へのＣ濃化が迅速に進行するのであまり長時間保持する必要はなので、こうした熱処理は熱間圧延に引き続いて行う焼鈍工程（連続焼鈍工程）の一環として行うことができる。
【００１９】
尚、こうした熱処理に先立って行う熱延工程および冷延工程は、特に限定されず、通常実施されている条件を適宜選択して採用することができる。また、各熱処理温度からの冷却速度は、適宜調整すれば良いが、例えばフェライト変態域で所定時間保持した後、ベイナイト変態域まで冷却する際の平均冷却速度はセメンタイトの生成を防止するという観点から、１０℃／ｓ以上であることが好ましい。
【００２０】
本発明の残留γ鋼板は、上記のように組織および炭化物の存在個数を適切に制御することによって、本発明の目的を達成することができ、鋼板の化学成分組成については特に限定するものではないが、Ｃ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ等の基本成分については下記の様に成分範囲を制御することが好ましい。
【００２１】
Ｃ：０．０６〜０．２５質量％未満
Ｃは、高強度を確保し、且つ、残留γを確保するために必須の元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０６質量％以上含有させることが好ましいが、０．２５質量％以上含有させると溶接性が劣化する。
【００２２】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３質量％
ＳｉおよびＡｌは、残留γが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、ＳｉおよびＡｌを合計で０．５実量％以上含有させることが好ましい。好ましくは０．７質量％以上、より好ましくは質量１％以上とするのが良い。但し、上記元素を合計で、３質量％を超えて含有させても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である他、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を３質量％とする。より好ましくは２．５実量％以下、更に好ましくは２実量％以下とするのが良い。
【００２３】
Ｍｎ：０．５〜３質量％
Ｍｎは、γを安定化し、所望の残留γを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５質量％以上含有させるのが良い。より好ましくは０．７質量％以上、更に好ましくは１質量％以上とするのが良い。但し、３質量％を超えて含有させるとと、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。より好ましくは２．５質量％以下、更に好ましくは２質量％以下とするのが良い。
【００２４】
Ｐ：０．１５質量％以下（０質量％を含まない）
Ｐは、所望の残留γを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３質量％以上（より好ましくは０．０５実量％以上）含有することが推奨される。但し、０．１５質量％を超えて含有させると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．１質量％以下とするのが良い。
【００２５】
Ｓ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であるので、できるだけ抑制するのが良く、こうした観点から０．０２質量％以下とするのが良い。より好ましくは０．０１５質量％以下である。
【００２６】
本発明の鋼板には、上記基本成分の他必要によってＭｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃａおよび希土類元素等を含有することも有効であり、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。必要によって含有される各元素の範囲限定理由は下記の通りである。
【００２７】
Ｍｏ：１質量％以下（０質量％を含まない），Ｎｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）およびＣｕ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、残留γの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０５質量％以上（より好ましくは０．１質量％以上）、Ｎｉ：０．０５質量％以上（より好ましくは０．１質量％以上）、Ｃｕ：０．０５質量％以上（より好ましくは０．１質量％以上）、Ｃｒ：０．０５質量％以上（より好ましくは０．１質量％以上）を、夫々含有させることが推奨される。但し、Ｍｏは１質量％、ＮｉおよびＣｕは０．５質量％を超えて含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＭｏ：０．８質量％以下、Ｎｉ：０．４質量％以下、Ｃｕ：０．４％質量以下、Ｃｒ：０．８％質量以下である。
【００２８】
Ｃａ：０．００３質量％以下（０質量％を含まない）および／または希土類元素：０．００３質量％以下（０質量％を含まない）
Ｃａおよび希土類元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、周期律表３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素（原子番号５１〜７１）の元素のいずれをも用いることができる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、０．０００３質量％以上（より好ましくは０．０００５質量％以上）含有することが推奨される。但し、０．００３質量％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは０．００２５質量％以下である。
【００２９】
本発明の鋼板においては、上記成分の他（残部）基本的には鉄からなるものであるが、これら以外にも微量成分（例えば、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ等）を含み得るものであり、こうした成分を含むものも本発明の技術的範囲に含まれるものである。また本発明の鋼板には、不可避的に不純物（例えば、Ｚｒ，Ｂ等）が含まれることになるが、それらは本発明の効果を損なわない限度（０．００１質量％以下）で許容される。
【００３０】
以下本発明を実施例によって更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３１】
【実施例】
［実施例１］
下記表１に示す化学成分組成からなる供試鋼を真空溶製してスラブとした後に、熱間圧延および連続焼鈍を行い、板厚：１．２ｍｍの鋼板を得た。具体的には、１３００℃に加熱したスラブを、Ａｒ３変態点以上の温度である約９００℃で熱間圧延を終了し（仕上温度：ＦＤＴ）、約４５０℃で巻き取り処理した。こうして得られた熱延鋼板（厚さ：２〜３ｍｍ）を冷間圧延により板厚：１．２ｍｍに圧延した後、下記各種パターンの熱処理（連続焼鈍）を施して鋼板とした。
【００３２】
（熱処理パターン）
Ｎｏ．１〜１０
８５０℃（Ａ１変態点以上Ａ３点以下の温度）で１２０秒加熱保持（焼鈍）した後、平均冷却速度：５℃／ｓで７００℃まで冷却して１５秒保持し、次いで平均冷却速度１５℃／ｓで４２０℃まで冷却して１５秒保持（オーステンパ処理）し、空冷（平均冷却速度５℃／ｓ）で室温まで冷却した。
【００３３】
Ｎｏ．１１
８５０℃（Ａ１変態点以上Ａ３点以下の温度）で１２０秒加熱保持（焼鈍）した後、平均冷却速度：５℃／ｓで７００℃まで冷却して６０秒保持し、次いで平均冷却速度１５℃／ｓで４２０℃まで冷却して１５秒保持（オーステンパ処理）し、空冷（平均冷却速度５℃／ｓ）で室温まで冷却した。
【００３４】
Ｎｏ．１２
８５０℃（Ａ１変態点以上Ａ３点以下の温度）で１２０秒加熱保持（焼鈍）した後、平均冷却速度：１５℃／ｓで４２０℃まで冷却して１５秒保持（オーステンパ処理）し、空冷（平均冷却速度５℃／ｓ）で室温まで冷却した。
【００３５】
Ｎｏ．１３
８５０℃（Ａ１変態点以上Ａ３点以下の温度）で１２０秒加熱保持（焼鈍）した後、平均冷却速度：１５℃／ｓで４２０℃まで冷却して２００秒保持（オーステンパ処理）した後、空冷（平均冷却速度５℃／ｓ）で室温まで冷却した。
【００３６】
【表１】
2004059996.tif 000003
【００３７】
この様にして得られた鋼板について、２０００（μｍ）２当たりの炭化物の個数、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸び（ＥＩ）］、各組織の面積率（占積率）および曲げ特性（完全密着曲げ加工性Ｒ０および曲げ加工性Ｒ１）を、下記要領で夫々測定した。これらの結果を、下記表２に示す。
【００３８】
［炭化物の個数］
（５％過塩素酸＋酢酸）溶液で電解研磨（６０Ｖ−０．５Ａ）した後、１０％アセチルアセトン＋９０％メタノール溶液に１ｇのテトラメチルアンモニウムクロライドを加えた溶液でエッチング（２Ｖ−２０ｍＡ，２ｍｉｎ）し、カーボン蒸着剥離して作製した抽出レプリカを、倍率７５００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で任意の３箇所を写真撮影し（１箇所当たり４０μｍ×１７μｍ）、その合計［２０００（μｍ）２当たり］で残留γとフェライトの界面に存在する炭化物個数を計算した。
【００３９】
［引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）］
引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）を測定した。
【００４０】
［各組織の面積率］
上記鋼板中の組織を、レペラー腐食による光学顕微鏡観察および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行うと共に、写真による面積率、更に残留γについては、Ｘ線測定によって面積率を測定した（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。
【００４１】
［曲げ特性］
上記鋼板から試験片（幅：４０ｍｍ×長さ：１００ｍｍ×厚さ：１．２ｍｍ）を切り出し、完全密着曲げＲ０と１ｍｍの鋼板を挟んでの曲げＲ１（いずれも１８０°曲げ）を行い、割れの有無（有：「×」、無：「○」）によって曲げ特性を評価した。
【００４２】
【表２】
2004059996.tif 000004
【００４３】
これらの結果より、以下の様に考察することができる。まず、Ｎｏ．２〜５、７〜１０はいずれも、本発明で規定する要件を満足しているので、曲げ特性の良好な高強度鋼板が得られている。参考までに、図１に、本発明鋼板（Ｎｏ．４）のＴＥＭ写真（倍率：７５００倍）を示す。この写真より、本発明鋼板は、残留γとフェライトの界面に存在する炭化物が少なくなっていることが分かる。
【００４４】
これに対し、Ｎｏ．１，６，１１〜１３のものは、本発明で規定する要件（または好ましい要件）のいずれかを満足しない例であり、夫々以下の不具合を有している。まず、Ｎｏ．１はＣ量が少ない例であり、強度が低くなっている。またＮｏ．６のものでは、Ｍｎ量および（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量が少ない例であり、所望の残留γが得られず、またパーライト組織が生じているので、強度およびＥｌが低くなっていると共に、曲げ特性も劣化している。
【００４５】
一方、Ｎｏ．１１のものでは、熱処理の際に７００℃での保持時間が長くなり、パーライト組織が多くなって所定の残留γが得られない為、Ｅｌが低くなっていると共に、曲げ特性も劣化している。また、Ｎｏ．１２のものでは７００℃における保持時間が短い（７００℃で保持していない）ので、炭化物の個数が多くなって、曲げ特性が劣化している。更に、Ｎｏ．１３のものでは、７００℃で保持せずしかも４００℃における保持時間が長いので、Ｃ濃度の高い安定な残留γが生成することによって曲げ加工性は良好であるが、炭化物の個数が多くなって特に密着曲げ加工性Ｒ０が劣化している。参考までに、図２に、Ｎｏ．１３で得られた鋼板のＴＥＭ写真（倍率：７５００倍）を示す。この写真より、従来の鋼板では、残留γとフェライトの界面に存在する炭化物が多いことが分かる。
【００４６】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、６００〜１４００ＭＰａ級の高強度および超高強度域において、優れた曲げ特性を発揮する高強度鋼板が実現でき、こうした鋼板は自動車用鋼板として最適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明鋼板（Ｎｏ．４）のＴＥＭ写真である。
【図２】従来鋼板（Ｎｏ．１３）のＴＥＭ写真である。
【図１】
2004059996.tif 000005
【図２】
2004059996.tif 000006