(57)【要約】【課題】例えば９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有すると共に、成形性と耐遅れ破壊性、更にはスポット溶接性に優れた高強度の複合組織鋼板を提供すること。【解決手段】化学成分が、Ｃ：０．１２〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．４％以下（０％を含まない）、を満足し、あるいは更にＣｒ：１．０％以下（０％を含まない）を含み、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼からなり、上記Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｒの含有量が「(Si+Al)/Mnまたは(Si+Al)/(Mn+Cr)＝0.74〜1.26」の関係を満たし、且つ、ミクロ組織の特定された成形性、耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板を開示する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１２〜０．２５％（化学成分の場合は質量％を表す、以下同じ）、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．４％以下（０％を含まない）、
を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼からなり、上記Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎの含有量が下記式（Ｉ）の関係を満たし、
（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ：０．７４〜１．２６……（Ｉ）
且つ、縦断面のミクロ組織が、全組織に対する占積率で、
１）ベイニティックフェライト：５０％以上、
２）ポリゴナルフェライト：５〜３５％、
３）ポリゴナルフェライトの平均粒径：１０μｍ以下、
４）残留オーステナイト：５％以上
であることを特徴とする、成形性、耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板。
【請求項２】
Ｃ：０．１２〜０．２５％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．４％以下（０％を含まない）、
を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼からなり、上記Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｒの含有量が下記式（II）の関係を満たし、
（Ｓｉ＋Ａｌ）／（Ｍｎ＋Ｃｒ）：０．７４〜１．２６……（II）
且つ、縦断面のミクロ組織が、全組織に対する占積率で、
１）ベイニティックフェライト：５０％以上、
２）ポリゴナルフェライト：５〜３５％、
３）ポリゴナルフェライトの平均粒径：１０μｍ以下、
４）残留オーステナイト：５％以上
であることを特徴とする、成形性、耐遅れ破壊性優れた高強度複合組織鋼板。
【請求項３】
鋼が、他の元素として、
Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）および／またはＮｂ：０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高強度複合組織鋼板。
【請求項４】
鋼が、更に他の元素として、
Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度複合組織鋼板。
【請求項５】
引張強さが９８０ＭＰａ以上である請求項１〜４のいずれかに記載の高強度複合組織鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有すると共に、成形性と耐遅れ破壊性、更にはスポット溶接性に優れ、自動車用構造部材（ピラー、メンバー、リンフォース類などのボディー骨格部材、バンパー、ドアガードバー、シート部品、足回り部品その他の強化部材）などとして有用な高強度の複合組織鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車などの車体重量の軽量化による燃費の軽減や、衝突時の安全性確保などを目的として高強度鋼板の需要はますます増大している。それに伴って、鋼板の引張強度に対する要望も、従来の５９０ＭＰａ級から９８０ＭＰａ級以上が求められる様になっている。しかし、９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板になると成形性の低下が避けられず、複雑形状の部品には適用し難いため用途面の制約を受ける。
【０００３】
また、引張強度が９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板になると、プレス成形時に生じる残留応力も大きくなって遅れ破壊の危険性が高まる。即ち遅れ破壊は、特に高強度の鋼板において、腐食環境もしくは雰囲気中の水素が鋼材組織中の転位や空孔、粒界などに拡散・集積して材料を脆化させ、応力が付加された時に破壊を起こす現象であり、鋼材の延性や靭性に重大な影響をもたらす。
【０００４】
従って、上述した様な高強度化の要請に応えるには、強度に加えて成形性（即ち、伸びと伸びフランジ性）と耐遅れ破壊性の改善が極めて重要となる。
【０００５】
ところで、優れた成形性を示す高強度鋼板としては、金属組織中に残留オーステナイトを含む種々の鋼板が実用化されている。
【０００６】
例えば、非特許文献１には、金属組織がベイニティックフェライト主体でラス状残留オーステナイトを有する複合組織とすることで、高強度を確保しつつ穴拡げ性（即ち、伸びフランジ性）を高めた鋼板が開示されている。しかしこの鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ級以上になると、強度（ＴＳ）・延性（Ｅｌ）の指標となるＴＳ×Ｅｌでせいぜい９０００〜１０３００を示すに止まり、満足し得るものとはいえない。
【０００７】
また、連続焼鈍炉を用いた実操業の量産ラインでの最高加熱温度は９００℃程度、加熱時間は５分以下とされているが、この文献に開示されている製造条件では、９５０℃で１２００秒の焼鈍の後、ソルトバスで３５０〜４００℃まで冷却することを求めており、実操業にそぐわない。
【０００８】
また特許文献１には、母相をベイニティックフェライト主体の組織とし、３％以上の残留オーステナイトを含有させることで、９８０ＭＰａ級以上の引張強度を確保しつつ、伸び（Ｅｌ）で２０％程度、伸びフランジ性（λ）で５５％レベルを得ている。しかしこの技術では、高価な合金元素であるＭｏやＮｉ，Ｃｕなどの添加が不可欠であり、コスト的に改善の余地を残している。
【０００９】
更に特許文献２には、母相組織を焼戻しマルテンサイトおよびフェライトとし、残留オーステナイトを占積率で５〜３０％とすることで、高レベルの伸びと伸びフランジ性を得ている。しかしこの技術で求める金属組織を得るには、焼鈍前のミクロ組織が重要となるため、熱延工程で低温巻取りを行うことで適正な金属組織を取込んだ後に連続焼鈍を行うか、連続焼鈍を２回以上行う必要がある。ところが、熱延工程で低温巻取りを行った場合は、その後の冷間圧延率を低く抑えないと焼鈍前の組織が崩れて意図する金属組織が得られないため、板厚や板厚公差に著しい制約が加わる。また連続焼鈍を２回行う場合は、板厚などの制約は受けないものの、常法に比べて工程数が増えるためコストアップが避けられない。
【００１０】
更に特許文献３には、母相組織を焼戻しベイナイト主体とすることで全伸びと伸びフランジ性を高めた鋼板が開示されている。しかしこの鋼種は、引張強度で９００ＭＰａ級以下を中心に検討されているため、９８０ＭＰａ級以上で特に問題となる遅れ破壊については十分考慮されていない。
【非特許文献１】ISIJ International,Vol.40(2000),No.9.p920-926
【特許文献１】特開２００４−３３２０９９号公報
【特許文献２】特開２００３−１７１７３５号公報
【特許文献３】特開２００２−３０９３３４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は上記の様な従来技術に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕといった高価な合金元素を添加することなく、自動車用構造部品などとして有用な９８０ＭＰａ級の引張強度を有し、且つ優れた成形性（伸び−伸びフランジ性）を有する他、スポット溶接性や耐遅れ破壊性にも優れた高強度鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決することのできた本発明の高強度複合組織鋼板とは、Ｃ：０．１２〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．４％以下（０％を含まない）、を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼からなり、上記Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎの含有量が下記式（Ｉ）の関係を満たし、
（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ：０．７４〜１．２６……（Ｉ）
或は、Ｃ：０．１２〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．４％以下（０％を含まない）、を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼からなり、上記Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｒの含有量が下記式（II）の関係を満たし、
（Ｓｉ＋Ａｌ）／（Ｍｎ＋Ｃｒ）：０．７４〜１．２６……（II）
なお且つ、縦断面のミクロ組織が、全組織に対する占積率で、
１）ベイニティックフェライト：５０％以上、
２）ポリゴナルフェライト：５〜３５％、
３）ポリゴナルフェライトの平均粒径：１０μｍ以下、
４）残留オーステナイト：５％以上
であることを特徴とする、成形性と耐遅れ破壊性優れた高強度複合組織鋼板である。
【００１３】
本発明に係る上記複合組織鋼板は、必要により上記元素以外に、Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）および／またはＮｂ：０．１％以下（０％を含まない）が含まれていてもよく、あるいは更に他の元素として、Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０％を含まない）を含むものであってもよい。
【００１４】
本発明の高強度複合組織鋼板は、その優れた強度をより有効に生かすため、引張強さで９８０ＭＰａ以上を有するものが特に好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、上記の様に鋼材の化学成分を特定し、特に（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ比または（Ｓｉ＋Ａｌ）／（Ｍｎ＋Ｃｒ）比を特定範囲に制御すると共に、金属組織をベイニティックフェライト（ＢＦ）主体で、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と残留オーステナイト（残留γ）を含む複合組織とすることで、引張強さで例えば９８０ＭＰａレベル以上を確保しつつ、なお且つ成形性（伸び−伸びフランジ性）が良好で、しかもスポット溶接性や耐遅れ破壊性にも優れた複合組織鋼板を安価に提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本発明者らは前述した様な解決課題の下で、ベイニティックフェライトを母相とする９８０ＭＰａ級以上のＴＲＩＰ（TRansformation Induced Plasticity：変態誘起塑性）鋼板に焦点を絞り、その成形性やスポット溶接性、耐遅れ破壊特性を更に改善すべく、金属組織中の第２相の形態と、化学成分、特にＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ（あるいは更にＣｒ）に着目して改質研究を重ねた結果、次の様な知見を得た。
【００１７】
１）その第１は、ベイニティックフェライト主体の組織に微細なポリゴナルフェライトを所定量混入させると、伸びが著しく改善されることである。しかも、混入させるフェライトが微細なものであれば、強度や伸びフランジ性の低下が抑えられ、なお且つ該組織は耐遅れ破壊特性においても優れた性能を示すこと。
【００１８】
２）鋼の化学成分のうち、（Ｓｉ＋Ａｌ）とＭｎまたは（Ｍｎ＋Ｃｒ）が所定比率となる様に調整すれば、スポット溶接性の低下を抑えつつ、９８０ＭＰａ級以上の強度をもった所望の組織が得られること。
【００１９】
そこでこうした知見を生かし、鋼成分中のＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｃｒ含量と金属組織が、当該鋼板の強度や成形性、更にはスポット溶接性や遅れ破壊特性に及ぼす影響を主体にして研究を重ねてきた。その結果、前述した如く特定成分組成の鋼材を使用することを前提として、金属組織中に占めるベイニティックフェライトの占積率を制御すると共に、ポリゴナルフェライトと残留γの占積率、更にはポリゴナルフェライトの平均粒径を特定値以下に制御してやれば、上記目的に叶う高性能の高強度複合組織鋼板が得られることを確認し、本発明に想到した。
【００２０】
以下、鋼材の化学成分および金属組織を定めた理由を追って、本発明の具体的な構成を明らかにしていく。
【００２１】
まず、鋼材の化学成分を定めた理由について説明する。
【００２２】
Ｃ：０．１０％以上、０．２５％以下
Ｃは、高強度を保障すると共に残留γを確保する上でも欠くことのできない元素であり、γ相中に十分な量のＣを含有せしめ、室温でも所望量のγ相を残留させるために重要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃを０．１０％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上含有させるのがよい。但し、Ｃ量が多過ぎるとスポット溶接性に顕著な悪影響が現れてくるので、スポット溶接性確保の観点から上限を０．２５％とした。好ましくは０．２３％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
【００２３】
Ｓｉ：１．０〜３．０％
Ｓｉは、固溶強化元素として有効に作用する他、残留γが分解して炭化物が生成するのを抑える上でも必須の元素であり、これらの作用を有効に発揮させるには、１．０％以上含有させねばならず、好ましくは１．２％以上含有させるのがよい。但し、それらの効果は３．０％で飽和し、それ以上になると、スポット溶接性の劣化や熱間脆性を起こすなどの障害を招くので、多くとも３．０％以下、望ましくは２．５％以下に抑えるのがよい。
【００２４】
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは、過度のポリゴナルフェライトの生成を抑えてベイニティックフェライト主体の組織とするために必要な元素である。また、γを安定化し所望の残留γを確保する上でも重要な元素であり、少なくとも１．５％以上、好ましくは２．０％以上含有させるのがよい。
【００２５】
しかし、過度の添加はスポット溶接性や耐遅れ破壊特性を劣化させるので、多くとも３．０％以下、好ましくは２．５％以下に抑えるのがよい。
【００２６】
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下
これらの元素は、鋼内に不可避的に混入してくる元素であるが、含有量が多くなると加工性やスポット溶接性を劣化させるので、それぞれ上限値以下に抑えねばならない。
【００２７】
Ａｌ：０．４％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に炭化物の生成を抑えて残留γを確保するうえで有用な元素であるが、多過ぎるとポリゴナルフェライトが生成し易くなるので、多くとも０．４％以下、好ましくは０．２％以下に抑えるべきである。
【００２８】
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、ポリゴナルフェライトの生成を抑えて強度を高める作用を有しているので、必要に応じて添加することができる。しかし、過度に添加すると、本発明で狙いとする金属組織の生成に悪影響を及ぼす恐れがあるので、多くとも１．０％以下に抑えるべきである。
【００２９】
（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ（またはＭｎ＋Ｃｒ）：０．７４〜１．２６（質量比）
本発明で意図する金属組織を得るには、過度のポリゴナルフェライト（ＰＦ）の生成を抑えてベイニティックフェライト（ＢＦ）変態を促進させる必要がある。しかも、ベイニティックフェライトから排出されるＣ（炭素）はラス状の残留γ中に濃縮されるため、ベイニティックフェライト変態の促進はラス状残留γを得る上でも重要となる。
【００３０】
また本発明では、金属組織中に微細なフェライトを適量分散させることが必要であるが、そのためには、フェライト生成促進元素であるＳｉやＡｌと、フェライト抑制元素であるＭｎ（またはＭｎ＋Ｃｒ）の含有比率が一定の関係を満たす様に制御することが極めて有効であることが分かった。しかも、これらのフェライト生成促進元素／抑制元素の含有比率を制御することは、耐遅れ破壊特性を高める上でも有効であることが確認された。
【００３１】
ちなみに、（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ（またはＭｎ＋Ｃｒ）比が０．７４未満では、適度のポリゴナルフェライトの確保が困難になるばかりでなく、ベイニティックフェライトすらも十分に確保できなくなる。しかも、残留γ中にＣを十分濃縮できず、残留γの安定性が低下して伸びが劣化し、更には、マルテンサイト量が増大して伸びフランジ性も悪化する。
【００３２】
更に加えて、上記元素の比率を適正範囲にコントロールすることで耐遅れ破壊性も改善される。この理由の詳細は不明であるが、次の様なことが考えられる。即ちＭｎは、粒界偏析により粒界強度を低下させることで遅れ破壊を助長する他、上述した様にマルテンサイトの生成を通じて加工時に遅れ破壊の起点となるボイド生成を促進するのに対し、ＳｉとＡｌは、遅れ破壊を誘発する水素の許容量を増加させる効果があるため、両者の比により遅れ破壊性が変化するものと考えられる。
【００３３】
一方、上記（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ（またはＭｎ＋Ｃｒ）比が１．２６を超えると、ポリゴナルフェライトの生成が過度に促進されてその占積率が過大となる上に、フェライトの粒径も１０μｍを超え易くなり、強度、伸びフランジ性が共に低下してくる。また、フェライト粒径が粗大化するとフェライト粒界が減少するため、耐遅れ破壊性も低下する。
【００３４】
よって本発明では、（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ（またはＭｎ＋Ｃｒ）比が０．７４〜１．２６の範囲となる様に成分調整することが重要であり、より好ましくは０．８４以上、１．１６以下に調整するのがよい。
【００３５】
Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１５％以下
これらの元素は、いずれも金属組織を微細化して靭性を高める作用があるため、必要に応じて少量添加することができる。しかし、上限値を超えて添加してもそれ以上の効果は得られず、コストアップを招くだけであるので無駄である。
【００３６】
Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下
ＣａとＲＥＭは、少量の添加で何れも伸びフランジ性を高める作用を有しているため、必要によっては少量添加してもよいが、その効果は各々０．０１%程度で飽和するので、それ以上の添加は全く無駄である。
【００３７】
Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ：各々０．１％程度以下
これらの元素は、従来技術でも記載した様に強度や耐遅れ破壊性の向上に有効であるが、本発明では、これらの元素を添加せずとも十分に優れた性能を確保することができ、またこれらの元素は高価でコストアップを招くので、あえて添加する必要はない。しかし、不純物レベルでの混入まで規制する理由はなく、それぞれ０．１％程度までの添加は許容範囲である。
【００３８】
次に金属組織の限定理由について説明する。
【００３９】
ベイニティックフェライト≧５０％
ベイニティックフェライトは、転位密度がある程度高く、高強度を容易に達成できるばかりか、第２相との硬度差を低減して伸びフランジ性を高める作用を発揮する。また、耐遅れ破壊性を高める上でも有用な組織であり、これは、遅れ破壊の亀裂起点となるセメンタイトがないか極めて少なく、また転位が多いため水素吸蔵効果も高いためと考えられる。これらの効果を有効に発揮させるには、ベイニティックフェライトを５０％以上存在させる必要がある。より好ましくは６０％以上である。
【００４０】
なお、このベイニティックフェライトは、組織内に炭化物を有していない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なり、また、転位がないかあるいは極めて少ない下部組織を有するポリゴナルフェライト組織や、細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナルフェライト組織とも異なっており、これらの違いはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察などによって容易に識別できる。
【００４１】
ポリゴナルフェライト（ＰＦ）：５〜３５％
ベイニティックフェライト（ＢＦ）を母相とする引張強度９８０ＭＰａ級以上の鋼板に、後述する様な平均粒径のポリゴナルフェライトを所定量含有させると、伸びが更に向上する。こうした効果を有効に発揮させるには、ポリゴナルフェライトを５％以上含有させねばならない。但し、ポリゴナルフェライトが多過ぎると、引張強度や伸びフランジ性の確保が困難となるので、多くとも３５％以下に抑えるべきである。ポリゴナルフェライトのより好ましい占積率は１０％以上、３０％以下である。
【００４２】
ポリゴナルフェライトの平均粒径：１０μｍ以下
ポリゴナルフェライトの平均粒径は１０μｍ以下にしなければならない。フェライトを微細化することで第２相としての分散を均一にし、伸びフランジ性、強度を共に高めると共に、耐遅れ破壊性をも向上させるためである。これは、ポリゴナルフェライトを微細化することで増加するフェライト粒界に水素がトラップされ、危険部位への水素の集中が抑制されるためと考えられる。
【００４３】
残留γ≧５％
残留γは、材料が歪を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することで変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果がある（ＴＲＩＰ効果）。こうした効果を有効に発揮させるには、残留γを５％以上含有させる必要がある。残留γ量に上限は存在しないが、過度の残留γを生成させるには多量のＣが必要になるため、スポット溶接性との両立が困難になり、また加工性、特に伸びフランジ性が低下傾向となるので、好ましくは３０％程度以下に抑えるのがよい。
【００４４】
本発明の複合組織鋼板では、上記以外の残部組織としてマルテンサイト、ベイナイト、パーライトなどが存在し得るが、これら他の組織は、上述した作用効果に悪影響を及ぼさない様、５％以下に抑えることが望ましい。
【００４５】
次に、本発明で定める上記の金属組織を得るための製造条件に格別の制限はなく、一般的な鋼板の製造手順、例えば、連続鋳造→熱間圧延→酸洗→冷間圧延→連続焼鈍の中で、加熱温度や昇温速度、保持温度、冷却開始温度や冷却速度などを適正に制御すればよく、また溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、連続溶融亜鉛めっきラインを含めて適正な温度制御を行なえばよいが、上記金属組織を得る上で最も重要となるのは、連続焼鈍ラインにおける熱処理条件であるので、以下、連続焼鈍ラインにおける好ましい熱処理条件を主体にして説明を加える。
【００４６】
焼鈍時の加熱温度：Ａｃ３＋１０℃以上
ベイニティックフェライトリッチの金属組織を得るため、ポリゴナルフェライトの生成を抑えるには、焼鈍時の加熱温度を「Ａｃ３＋１０℃以上」とするのがよい。ちなみに、Ａｃ３点以下で連続焼鈍を行うと、その後の冷却過程で、残存するフェライトを核にしてポリゴナルフェライトが生成し易くなり、本発明で意図する金属組織が得られ難くなる。より好ましい加熱温度は「Ａｃ３＋３０℃以上」である。
【００４７】
焼鈍後の冷却速度：
焼鈍後の冷却速度は、ポリゴナルフェライトの生成を抑制するため速い方が好ましいが、設備的な制約や温度コントロールの困難性を考えると、個別の成分系に応じてポリゴナルフェライトを一定量以下に抑え得る様、好ましくは２５℃／ｓｅｃ以上、より好ましくは３０℃／ｓｅｃ以上とするのがよい。
【００４８】
焼鈍後の急冷停止温度：
焼鈍後の急冷を停止する温度は、微細ポリゴナルフェライトが生成する温度以下にすべきであり、好ましくは６５０℃以下、より好ましくは６００℃以下にするのがよい。急冷停止温度が高くなるとポリゴナルフェライトが粗大となり、本発明の目的が果たせなくなる。但し、あまりに低温になると十分な量のポリゴナルフェライトが得られなくなるので、３６０℃程度以上、より好ましくは４００℃までにすべきである。
【００４９】
冷却後の保持温度：
上記冷却後には、一定温度に保持することでベイニティックフェライト変態が進行し、また、オーステナイトへのＣの濃縮が進んで残留γとなるので、冷却後の保持温度を適正にコントロールすることも重要である。本発明の金属組織を得る上で好ましい保持温度は３６０〜４４０℃の範囲である。この温度は、上記冷却停止温度と同じである必要はない。好ましい保持時間は１分以上である。
【００５０】
本発明の高強度複合組織鋼板は、上記の様に化学成分の特定された鋼材を使用し、且つ冷却条件や保持条件などを含めて適正な熱処理条件を採用することで所定の金属組織を確保することにより、９８０ＭＰａ級以上の高強度を有すると共に、成形性が良好でスポット溶接性や耐遅れ破壊特性にも優れた複合組織鋼板を安価に提供できる。
【実施例】
【００５１】
以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実験例によって制限を受けるものではなく、前・後記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。
【００５２】
実験例
表１に示す成分組成の鋼材を溶製し、連続鋳造の後、下記の条件で熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行い、次いで、表２（図１も参照）に示す条件で熱処理（焼鈍）することにより冷延鋼板を得た。
【００５３】
［熱間圧延］
加熱温度：１２００℃×６０分
仕上温度：８８０℃
冷却：４０℃／秒で７２０℃まで冷却し、１０秒間空冷した後４０℃／秒で５００℃まで冷却し、その後５００℃で６０分間保持してから炉冷した。
仕上げ板厚：３．２ｍｍ。
【００５４】
［酸洗、冷間圧延］
酸洗後、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延した。
【００５５】
［熱処理（焼鈍）］
表２に示す如く、所定の焼鈍温度に加熱して１８０秒間保持した後、所定の速度で所定の冷却停止温度まで冷却し、所定温度で６分間保持してから炉冷した。
【００５６】
得られた冷延鋼板の金属組織を下記の方法で確認すると共に、各供試鋼板について引張試験、穴拡げ試験、スポット溶接試験、耐遅れ破壊試験を行い、表３に一括して示す結果を得た。
【００５７】
［金属組織］
組織同定方法：
Ａ： レペラー腐食による光学顕微鏡観察(１０００倍)、１視野。
Ｂ：ＳＥＭ観察（４０００倍）、４視野。
【００５８】
ポリゴナルフェライト（ＰＦ）：
上記Ａにより撮影した写真から算出する。残留γとマルテンサイトの白に対し、ＰＦはグレーに腐食されるため識別できる。
【００５９】
残留γ、マルテンサイト（Ｍ）、ベイナイト（Ｂ）：
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：倍率１５０００）によって残留γ、Ｍ、Ｂであることを確認した上で、占積率は、上記Ｂにより撮影した写真から算出した。
【００６０】
ベイニティックフェライト（ＢＦ）：
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：倍率１５０００）により、ベイナイトや擬フェライトの如き他の組織でないことを確認した上で、占積率は、１００％からポリゴナルフェライト量と上記残留γ量および残部のマルテンサイト（Ｍ）とベイナイト（Ｂ）を減じた値とした。
【００６１】
［性能評価試験］
引張試験：ＪＩＳ  ５号引張試験片によって測定した。
穴広げ試験：鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ  １００１に準じて実施した。
スポット溶接性：
下記の条件でスポット溶接を行い、ナゲット径５√ｔの時の延性比が０．２５以上あれば、スポット溶接性が良好（○）とした。
【００６２】
＜溶接条件 ＞
供試材厚さ：１．２ｍｍ、
電極：ドームラジアス型(先端直径６ｍｍ)、
加圧力：３７５ｋｇ、
アップスロープ；１サイクル、通電時間；１２サイクル、ホールド；１サイクル(６０Ｈｚ)、
ナゲット径の調整：溶接電流により調整、
延性比：十字引張強度／せん断引張強度。
【００６３】
［耐遅れ破壊性］
Ｒ＝３ｍｍの６０°Ｖブロックを用いてＶ字曲げを施した後、曲げ部に１５００ＭＰａの応力を負荷して５％塩酸水溶液中に浸漬し、割れ発生までの時間を測定した。４８時間で割れなかったものを耐遅れ破壊良好（○）とした。
【００６４】
【表１】
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【００６５】
【表２】
2007321237.tif 000003
【００６６】
【表３】
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【００６７】
表１〜３より、次の様に考えることができる。
【００６８】
実験Ｎｏ．１〜１０，１６は、本発明の規定要件を全て満たす実施例であり、何れも９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有すると共に、強度×伸び特性、強度×伸びフランジ特性によって評価される成形性が良好であり、更にスポット溶接性や耐遅れ破壊性においても良好な結果が得られている。
【００６９】
これらに対し実験Ｎｏ．１１は、鋼材のＣ含量が不足し、金属組織中のベイニティックフェライト量も不足するため、強度不足で、強度×伸び特性、強度×伸びフランジ特性によって評価される成形性も悪い。また実験Ｎｏ．１２は、用いた鋼材のＳｉ含量が不足すると共に（Ｓｉ＋Ａｌ）／（Ｍｎ＋Ｃｒ）比が規定範囲を外れるため、金属組織中に残留γが存在せず、強度×伸び特性、強度×伸びフランジ特性によって評価される成形性が劣悪で耐遅れ破壊性も悪い。
【００７０】
実験Ｎｏ．１３は、Ｍｎ量が規定範囲を外れると共に（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ比が規定範囲を超えているため、ポリゴナルフェライトが増え過ぎてベイニティックフェライト量が大幅に少なくなっており、強度不足で加工性も劣悪である。実験Ｎｏ．１４は、個々の含有元素量は規定要件を満たしているが、（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ比が規定範囲を超えており、ポリゴナルフェライトが粗大で平均粒径が規定値を超えているため、強度不足で加工性も悪く、且つスポット溶接性もよくない。
【００７１】
実験Ｎｏ．１５は、鋼成分は規定要件を満たしているが、熱処理条件が不適切であるため組織中のポリゴナルフェライト量が過多となってベイニティックフェライト量が不足し、強度×伸び特性、強度×伸びフランジ特性によって評価される成形性が劣悪で、耐遅れ破壊性も悪い。
【図面の簡単な説明】
【００７２】
【図１】実験例で採用した熱処理のヒートパターンを示す説明図である。
【図１】
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