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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-03-29
(45)【発行日】2023-04-06
(54)【発明の名称】高強度鋼板
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230330BHJP
C22C 38/06 20060101ALI20230330BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20230330BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20230330BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302A
C22C38/06
C22C38/58
C21D9/46 P
【請求項の数】
1
(21)【出願番号】P 2019188817
(22)【出願日】2019-10-15
(65)【公開番号】P2021063272
(43)【公開日】2021-04-22
【審査請求日】2021-10-26
(73)【特許権者】
【識別番号】000001199
【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所
(74)【代理人】
【識別番号】100145403
【弁理士】
【氏名又は名称】山尾 憲人
(74)【代理人】
【識別番号】100136777
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 純子
(72)【発明者】
【氏名】柴田 航佑
(72)【発明者】
【氏名】高知 琢哉
(72)【発明者】
【氏名】柿内 エライジャ
【審査官】鈴木 毅
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１６－１４１８８８（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１８／０５５６８７（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１１－１８４７５６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特表２０１５－５０３０２３（ＪＰ，Ａ）
【文献】米国特許出願公開第２０１４／０２０５４８８（ＵＳ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００ － ８／０４
Ｃ２１Ｄ ９／４６ － ９／４８
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃ ：０．３２質量％以上、０．５０質量％以下、Ｓｉ：０質量％超、３．０質量％以下、
Ｍｎ：５．０質量％以上、７．８質量％以下、
Ａｌ：１．６０質量％以上、３．５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．１質量％以下、及び
Ｓ ：０質量％超、０．０１質量％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
金属組織が、全金属組織に対する面積率で４０％以上８０％以下のオーステナイトを含み、残部がフェライト及びマルテンサイトの少なくとも１種以上からなり、
２０μｍ２以上の面積を有するフェライト粒の分率が、全金属組織に対する面積率で１０％以下であり、
前記オーステナイトの成分組成は、下記式（１）で表されるＸ値が１５以上４５以下を満たすものである、高強度鋼板。
Ｘ＝－２５．９＋５０．８×［Ｃγｗｔ．％］＋１．０３×［Ｓｉγｗｔ．％］＋０．８８１×［Ｍｎγｗｔ．％］＋４．９４×［Ａｌγｗｔ．％］－０．４６９×［Ｃｒγｗｔ．％］＋１．２８×［Ｃｕγｗｔ．％］・・・（１）
ただし、［Ｃγｗｔ．％］、［Ｓｉγｗｔ．％］、［Ｍｎγｗｔ．％］、［Ａｌγｗｔ．％］、［Ｃｒγｗｔ．％］及び［Ｃｕγｗｔ．％］は、それぞれ前記オーステナイトに含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ及びＣｕの濃度を表し、含まれない元素の濃度はゼロとする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、自動車用部品をはじめとする各種の用途に使用可能な高強度鋼板に関する。
【背景技術】
【0002】
自動車用部品等に供される鋼板は、外部からの衝撃及び負荷に対して鋼製品そのものの機能維持や、鋼によって構成された構造体内部の人及び物の保護のために、高強度であることが求められている。特に近年、環境負荷軽減及びコスト低減の観点から鋼板の軽量化が求められている。そのため、鋼板を薄肉化しても耐久性を維持する必要があり、高強度化の要請は益々増している。
【0003】
しかしながら、一般に鋼の高強度化は成形性の劣化を招くため、高強度化と共に高い成形性の維持が課題となる。強度と成形性を両立する指標としては、引張試験における引張強度（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）の積ＴＳ×Ｅｌで表される強度－延性バランスが高いことが重要である。
【0004】
これまで、このような用途に応える材料として、ミクロ組織の一部又は全部を準安定
オーステナイトと為して、これを歪誘起マルテンサイト変態させることで伸びを向上させる変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）効果を活用した、ＴＲＩＰ鋼が提案されている。
オーステナイトと為して、これを歪誘起マルテンサイト変態させることで伸びを向上させる変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）効果を活用した、ＴＲＩＰ鋼が提案されている。
【0005】
例えば、特許文献１には、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、２４０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬ（全伸び）を有する高強度鋼板が開示されている。特許文献１に記載された鋼板では、所定の化学成分組成を有し、鋼組織が、面積率で、３０．０％以上のフェライトを有し、フェライト中のＭｎ量を鋼板中のＭｎ量で除した値が０．８０以下であり、体積率で、１０．０％以上の残留オーステナイトを有し、残留オーステナイト中のＭｎ量が６．０質量％以上であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下を満たすことで所望の機械的特性を実現している。
【0006】
しかし、近年、さらに高いレベルの強度及び強度－延性バランスを実現する鋼板が望まれている。このような要望を満たすため、オーステナイトを室温で安定化させた上で、歪誘起の双晶変態を発生させて延性を向上させる双晶誘起塑性(ＴＷＩＰ：ＴＷｉｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）効果を利用したＴＷＩＰ鋼が提案されている。例えば、非特許文献１～３では、ＴＲＩＰ効果に加えてＴＷＩＰ効果を発現させて強度及び強度－延性バランスを向上させる試みがなされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【文献】特開２０１３－０７６１６２号公報
【非特許文献】
【0008】
【文献】Sangwon Lee, Bruno C. De Cooman, "Tensile Behavior of Intercritically Annealed 10 pct Mn Multi-phase Steel", Metallurgical and Materials Transactions A, February 2014, Volume 45, Issue 2, pp 709-716
【文献】Sangwon Lee, Bruno C. De Cooman, "Tensile Behavior of Intercritically Annealed Ultra‐Fine Grained 8% Mn Multi‐Phase Steel", steel research int., 86, 2015, No.10
【文献】Yun-bo Xu, Zhi-ping Hu, Ying Zou, Xiao-dong Tan, Ding-ting Han, Shu-qing Chen, De-gang Ma, R.D.K. Misra,"Effect of two-step intercritical annealing on microstructure and mechanical properties of hot-rolled medium manganese TRIP steel containing δ-ferrite", Materials Science and Engineering, 2017, 688, C, pp 40-55
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
しかしながら、特許文献１では、実施例に記載されている残留オーステナイト量が高々４２．１％程度であり、強度－延性バランスが不十分である。
【0010】
また、非特許文献１～２では、残留オーステナイト量の確保のため、Ｍｎを多量に添加している。そのため、残留オーステナイトが過度に安定化し、強度又は強度－延性バランスが不十分である。また、非特許文献３では、Ｃ添加量が不足しているため、強度が不十分である。
【0011】
このように、従来の技術では、強度及び強度－延性バランスのいずれかが不十分であった。
【0012】
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度かつ強度－延性バランスに優れた鋼板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】
【0013】
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．３２質量％以上、０．５０質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超、３．０質量％以下、
Ｍｎ：５．０質量％以上、７．８質量％以下、
Ａｌ：１．６０質量％以上、３．５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．１質量％以下、及び
Ｓ ：０質量％超、０．０１質量％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
金属組織が、全金属組織に対する面積率で４０％以上８０％以下のオーステナイトを含み、残部がフェライト及びマルテンサイトの少なくとも１種以上からなり、
２０μｍ２以上の面積を有するフェライト粒の分率が、全金属組織に対する面積率で１０％以下であり、
前記オーステナイトの成分組成は、下記式（１）で表されるＸ値が１５以上４５以下を満たすものである、高強度鋼板である。
Ｘ＝－２５．９＋５０．８×［Ｃγｗｔ．％］＋１．０３×［Ｓｉγｗｔ．％］＋０．８８１×［Ｍｎγｗｔ．％］＋４．９４×［Ａｌγｗｔ．％］－０．４６９×［Ｃｒγｗｔ．％］＋１．２８×［Ｃｕγｗｔ．％］・・・（１）
ただし、［Ｃγｗｔ．％］、［Ｓｉγｗｔ．％］、［Ｍｎγｗｔ．％］、［Ａｌγｗｔ．％］、［Ｃｒγｗｔ．％］及び［Ｃｕγｗｔ．％］は、それぞれ前記オーステナイトに含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ及びＣｕの濃度を表し、含まれない元素の濃度はゼロとする。
Ｃ ：０．３２質量％以上、０．５０質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超、３．０質量％以下、
Ｍｎ：５．０質量％以上、７．８質量％以下、
Ａｌ：１．６０質量％以上、３．５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．１質量％以下、及び
Ｓ ：０質量％超、０．０１質量％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
金属組織が、全金属組織に対する面積率で４０％以上８０％以下のオーステナイトを含み、残部がフェライト及びマルテンサイトの少なくとも１種以上からなり、
２０μｍ２以上の面積を有するフェライト粒の分率が、全金属組織に対する面積率で１０％以下であり、
前記オーステナイトの成分組成は、下記式（１）で表されるＸ値が１５以上４５以下を満たすものである、高強度鋼板である。
Ｘ＝－２５．９＋５０．８×［Ｃγｗｔ．％］＋１．０３×［Ｓｉγｗｔ．％］＋０．８８１×［Ｍｎγｗｔ．％］＋４．９４×［Ａｌγｗｔ．％］－０．４６９×［Ｃｒγｗｔ．％］＋１．２８×［Ｃｕγｗｔ．％］・・・（１）
ただし、［Ｃγｗｔ．％］、［Ｓｉγｗｔ．％］、［Ｍｎγｗｔ．％］、［Ａｌγｗｔ．％］、［Ｃｒγｗｔ．％］及び［Ｃｕγｗｔ．％］は、それぞれ前記オーステナイトに含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ及びＣｕの濃度を表し、含まれない元素の濃度はゼロとする。
【0014】
本発明の態様２は、
Ｃｒ：０質量％超、３．０質量％以下を更に含有する、態様１に記載の高強度鋼板である。
Ｃｒ：０質量％超、３．０質量％以下を更に含有する、態様１に記載の高強度鋼板である。
【0015】
本発明の態様３は、
Ｂ：０質量％超、０．０１質量％以下を更に含有する、態様１又は２に記載の高強度鋼板である。
Ｂ：０質量％超、０．０１質量％以下を更に含有する、態様１又は２に記載の高強度鋼板である。
【0016】
本発明の態様４は、
Ｃｕ：０質量％超、３．０質量％以下、及び
Ｎｉ：０質量％超、３．０質量％以下
からなる群より選択される１種又は２種を更に含有する、態様１～３のいずれかに記載の高強度鋼板である。
Ｃｕ：０質量％超、３．０質量％以下、及び
Ｎｉ：０質量％超、３．０質量％以下
からなる群より選択される１種又は２種を更に含有する、態様１～３のいずれかに記載の高強度鋼板である。
【0017】
本発明の態様５は、
Ｖ ：０質量％超、０．５質量％以下、
Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．５質量％以下、及び
Ｔｉ：０質量％超、０．５質量％以下
からなる群より選択される１種以上を更に含有する、態様１～４のいずれかに記載の高強度鋼板である。
Ｖ ：０質量％超、０．５質量％以下、
Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．５質量％以下、及び
Ｔｉ：０質量％超、０．５質量％以下
からなる群より選択される１種以上を更に含有する、態様１～４のいずれかに記載の高強度鋼板である。
【0018】
本発明の態様６は、
Ｃａ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｍｇ ：０質量％超、０．０１質量％以下、及び
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下
からなる群より選択される１種以上を更に含有する、態様１～５のいずれかに記載の高強度鋼板である。
Ｃａ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ｍｇ ：０質量％超、０．０１質量％以下、及び
ＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下
からなる群より選択される１種以上を更に含有する、態様１～５のいずれかに記載の高強度鋼板である。
【発明の効果】
【0019】
本発明によれば、高強度かつ強度－延性バランスに優れた鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0020】
【発明を実施するための形態】
【0021】
本発明者らは鋭意検討した結果、従来よりも残留オーステナイト（以下、「残留γ」ということがある）分率を高くしてＴＲＩＰ効果を発現させつつ、さらに残留γ中の化学成分組成を制御して、ＴＷＩＰ効果を従来よりも容易に発現させることにより、従来よりも高い伸びを確保することができることを見出した。さらに、フェライトサイズを制御することによって、伸び向上に伴う強度低下を抑制でき、高い強度レベルにおいて、優れた強度－延性バランスを実現できることを見出した。また、本発明者らは、鋼の化学成分組成を従来にはない適切な範囲に制御することにより、上記所望の金属組織を得られることを見出した。
【0022】
具体的には、本発明者らは、高い伸びを確保するために、残留γ分率を面積率で４０％以上８０％以下に制御した。また、本発明者らは、残留γ中の化学成分組成を、後述する式（１）で表されるＸ値が１５以上４５以下となるように制御することにより、ＴＷＩＰ効果を発現させやすくした。さらに、本発明者らは、強度確保のため、２０μｍ２以上の面積を有する粗大なフェライト粒の分率を面積率で１０％以下に抑制した。これらにより、本発明者らは、高い強度レベルにおいて、優れた強度－延性バランスを実現できることを見出した。
【0023】
１．金属組織
以下に本発明の実施形態に係る高強度鋼板の金属組織の詳細を説明する。
以下の金属組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
以下に本発明の実施形態に係る高強度鋼板の金属組織の詳細を説明する。
以下の金属組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
【0024】
本発明の実施形態に係る高強度鋼板の金属組織は、全金属組織に対する面積率で４０％以上８０％以下のオーステナイト（すなわち、残留γ）を含み、残部がフェライト及びマルテンサイトの少なくとも１種以上からなり、２０μｍ２以上の面積を有するフェライト粒の分率が、全金属組織に対する面積率で１０％以下であり、オーステナイトの成分組成は、後述する式（１）で表されるＸ値が１５以上４５以下を満たすものである。
【0025】
［残留γの分率：４０％以上８０％以下］
残留γは、プレス加工等の加工中に、加工誘起変態によりマルテンサイトに変態するＴＲＩＰ現象を発現し、大きな伸びを得ることのできる組織である。また、形成されるマルテンサイトは高い硬度を有する。そのため、残留γは、強度－延性バランスの向上に寄与する。このような作用を有効に発揮させるため、全金属組織に占める残留γの分率は、面積率で４０％以上、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上にする。一方、残留γが過剰に含有されると、加工時にマルテンサイト変態しない残留γが存在し、強度が不足する。そのため、残留γの分率は、面積率で８０％以下、好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下とする。
残留γは、プレス加工等の加工中に、加工誘起変態によりマルテンサイトに変態するＴＲＩＰ現象を発現し、大きな伸びを得ることのできる組織である。また、形成されるマルテンサイトは高い硬度を有する。そのため、残留γは、強度－延性バランスの向上に寄与する。このような作用を有効に発揮させるため、全金属組織に占める残留γの分率は、面積率で４０％以上、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上にする。一方、残留γが過剰に含有されると、加工時にマルテンサイト変態しない残留γが存在し、強度が不足する。そのため、残留γの分率は、面積率で８０％以下、好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下とする。
【0026】
残留γの分率は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子後方散乱解析像法）、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）などの公知の方法を用いて測定することができる。ＥＢＳＤを用いて残留γの分率を測定する方法の詳細は、後述する。Ｘ線回折法（ＸＲＤ）を用いて残留γの分率を測定する場合、例えば、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定することができる（ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３，（１９９３），Ｎｏ．７，ｐ．７７６）。入射Ｘ線は、Ｃｏ－Ｋα線を用いることができる。
【0027】
［式（１）で表されるＸ値：１５以上４５以下］
本発明の実施形態では、残留γ中の化学成分組成について、下記式（１）で表されるＸ値が１５以上４５以下となるように制御する。
Ｘ＝－２５．９＋５０．８×［Ｃγｗｔ．％］＋１．０３×［Ｓｉγｗｔ．％］＋０．８８１×［Ｍｎγｗｔ．％］＋４．９４×［Ａｌγｗｔ．％］－０．４６９×［Ｃｒγｗｔ．％］＋１．２８×［Ｃｕγｗｔ．％］・・・（１）
ただし、［Ｃγｗｔ．％］、［Ｓｉγｗｔ．％］、［Ｍｎγｗｔ．％］、［Ａｌγｗｔ．％］、［Ｃｒγｗｔ．％］及び［Ｃｕγｗｔ．％］は、それぞれ前記オーステナイトに含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ及びＣｕの濃度を表し、含まれない元素の濃度はゼロとする。
本発明の実施形態では、残留γ中の化学成分組成について、下記式（１）で表されるＸ値が１５以上４５以下となるように制御する。
Ｘ＝－２５．９＋５０．８×［Ｃγｗｔ．％］＋１．０３×［Ｓｉγｗｔ．％］＋０．８８１×［Ｍｎγｗｔ．％］＋４．９４×［Ａｌγｗｔ．％］－０．４６９×［Ｃｒγｗｔ．％］＋１．２８×［Ｃｕγｗｔ．％］・・・（１）
ただし、［Ｃγｗｔ．％］、［Ｓｉγｗｔ．％］、［Ｍｎγｗｔ．％］、［Ａｌγｗｔ．％］、［Ｃｒγｗｔ．％］及び［Ｃｕγｗｔ．％］は、それぞれ前記オーステナイトに含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ及びＣｕの濃度を表し、含まれない元素の濃度はゼロとする。
【0028】
上記式（１）で表されるＸ値は、積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ：Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｆａｕｌｔ Ｅｎｅｒｇｙ、）に対応する式である。積層欠陥エネルギーが低下し、転位の拡張がしやすくなると、最密六方晶（ｈｃｐ）であるεマルテンサイトへの応力誘起変態及び／又は面心立法格子（ｆｃｃ）の双晶変形が発生しやすくなる。加工時に微細に変形双晶が導入されると、加工硬化が大きくなり、ＴＷＩＰ効果による高延性が実現される。ここで、積層欠陥エネルギーは、化学成分によって決定されると言われており、計算又は実験的に求められることが知られているものの、計算は非常に複雑である。そこで、本発明者らは、簡易的に積層欠陥エネルギーを求めるため、化学成分の回帰式を作成した。その結果が式（１）である。式（１）で表されるＸ値が４５を超えると、ＴＷＩＰ効果が十分に発現しない。そのため、Ｘ値は４５以下、好ましくは４０以下とする。一方、Ｘ値が１５未満となって低すぎても、ＴＷＩＰ効果が十分に発現しない。そのため、Ｘ値は１５以上、好ましくは２０以上する。
【0029】
残留γ中の化学成分組成は、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡（Ｔｈｒｅｅ Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ Ａｔｏｍ Ｐｒｏｂｅ，３ＤＡＰ）などの公知の方法を用いて測定することができる。ＦＥ－ＥＰＭＡを用いた測定方法の詳細は、後述する。
【0030】
［２０μｍ２以上の面積を有するフェライト粒の分率：１０％以下］
上記残留γ分率及び残留γ中の化学成分組成（以下、「残留γ組成」ということがある）を制御することは、高延性化に寄与させることができる一方、強度が低下する場合がある。ここで、フェライトは、一般的に加工性に優れるものの、強度が低い組織である。また、フェライトが粗大化すると、転移の移動を制限する粒界が減少し得るため、強度が低下し得る。そこで、本発明では、２０μｍ２以上の面積を有する粗大なフェライト粒の分率を１０％以下に制御して、強度を向上させる。これにより、残留γ分率及び残留γ組成を制御することによる強度低下を抑制し、従来よりも強度を向上させることができる。２０μｍ２以上の面積を有するフェライト粒の分率は、好ましくは７％以下、より好ましくは５％以下、最も好ましくは０％である。
上記残留γ分率及び残留γ中の化学成分組成（以下、「残留γ組成」ということがある）を制御することは、高延性化に寄与させることができる一方、強度が低下する場合がある。ここで、フェライトは、一般的に加工性に優れるものの、強度が低い組織である。また、フェライトが粗大化すると、転移の移動を制限する粒界が減少し得るため、強度が低下し得る。そこで、本発明では、２０μｍ２以上の面積を有する粗大なフェライト粒の分率を１０％以下に制御して、強度を向上させる。これにより、残留γ分率及び残留γ組成を制御することによる強度低下を抑制し、従来よりも強度を向上させることができる。２０μｍ２以上の面積を有するフェライト粒の分率は、好ましくは７％以下、より好ましくは５％以下、最も好ましくは０％である。
【0031】
２０μｍ２以上の面積を有するフェライト粒の分率は、ＥＢＳＤを用いて測定することができる。測定方法の詳細は、後述する。
【0032】
上記残留γ分率、残留γ中の化学成分組成及び粗大フェライト粒の分率以外は、特に限定されない。例えば、２０μｍ２未満の面積を有するフェライト粒及びマルテンサイトの合計分率は、１０％以上５０％以下とすることが好ましい。２０μｍ２未満の面積を有するフェライト粒及びマルテンサイトの合計分率が低い場合、相対的に残留γ分率が高すぎるために、加工中にマルテンサイト変態が完了せず、強度が不足する場合がある。そのため、上記合計分率は、好ましくは１０％以上、より好ましくは２０％以上である。一方、上記合計分率が高い場合、相対的に残留γ分率が不足し、伸びが低下する場合がある。また、強度が不足する場合もある。そのため、上記合計分率は、好ましくは５０％以下、より好ましくは４０％以下である。
【0033】
なお、本発明の実施形態におけるマルテンサイトには、焼戻しマルテンサイトと焼入れたままのマルテンサイトとのどちらも含む。また、残留γ、フェライト及びマルテンサイト中に介在物及び／又は炭化物を含んでもよい。残留γ、フェライト及びマルテンサイト中に介在物及び／又は炭化物を含む場合、残留γ、フェライト及びマルテンサイトそれぞれの面積とは、介在物及び／又は炭化物の領域を含んだ領域の面積である。例えば、フェライト粒中に介在物及び／又は炭化物が含まれている場合、フェライト粒の面積は、フェライト粒の粒界で囲まれた領域の面積である。また、後述する本発明の実施形態に係る化学成分組成では、ベイナイトなどが生成されることはなく、金属組織は全て、残留γと、フェライト及びマルテンサイトの１種以上と、で構成される。
【0034】
２．化学成分組成
以下に本発明の実施形態に係る高強度鋼板の化学成分組成について説明する。まず、基本となる元素、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ、Ｐ及びＳについて説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
以下に本発明の実施形態に係る高強度鋼板の化学成分組成について説明する。まず、基本となる元素、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ、Ｐ及びＳについて説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
【0035】
［Ｃ：０．３２質量％以上、０．５０質量％以下］
Ｃ（炭素）は、Ｍｎと共にオーステナイト安定化元素として残留γ分率の増加及び残留γの加工に対する安定性向上に寄与する。また、Ｃは、粗大フェライトの形成を抑制する効果がある。このような作用を有効に発揮させるために、Ｃは０．３２質量％以上含有する必要がある。好ましくは０．３４質量％以上含有させる。しかし、Ｃ含有量が０．５０％超では溶接性を悪化させる。そのため、Ｃ含有量は、０．５０質量％以下、好ましくは０．４５質量％以下とする。
Ｃ（炭素）は、Ｍｎと共にオーステナイト安定化元素として残留γ分率の増加及び残留γの加工に対する安定性向上に寄与する。また、Ｃは、粗大フェライトの形成を抑制する効果がある。このような作用を有効に発揮させるために、Ｃは０．３２質量％以上含有する必要がある。好ましくは０．３４質量％以上含有させる。しかし、Ｃ含有量が０．５０％超では溶接性を悪化させる。そのため、Ｃ含有量は、０．５０質量％以下、好ましくは０．４５質量％以下とする。
【0036】
［Ｓｉ：０質量％超、３．０質量％以下］
Ｓｉ（ケイ素）は、フェライトの固溶強化元素として有用であり、伸びの低下を最小限としつつ高ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｓｓ、降伏応力）化、高ＴＳ化に寄与する。そのため、Ｓｉは、０質量％超、好ましくは０．５質量％以上、より好ましくは１．０質量％以上含有させる。しかし、Ｓｉが過度に含有されると局部延性が低下し、特にシャー端面におけるクラック生成を促進させ曲げ性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量は、３．０質量％以下、好ましくは２．５質量以下、より好ましくは２．０質量以下とする。
Ｓｉ（ケイ素）は、フェライトの固溶強化元素として有用であり、伸びの低下を最小限としつつ高ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｓｓ、降伏応力）化、高ＴＳ化に寄与する。そのため、Ｓｉは、０質量％超、好ましくは０．５質量％以上、より好ましくは１．０質量％以上含有させる。しかし、Ｓｉが過度に含有されると局部延性が低下し、特にシャー端面におけるクラック生成を促進させ曲げ性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量は、３．０質量％以下、好ましくは２．５質量以下、より好ましくは２．０質量以下とする。
【0037】
［Ｍｎ：５．０質量％以上、７．８質量％以下］
Ｍｎ（マンガン）は、オーステナイト安定化元素として残留γ分率の増加及び残留γの加工に対する安定性向上に寄与する。また、Ｍｎは、粗大フェライトの形成を抑制する効果がある。このような作用を有効に発揮させるために、Ｍｎは、５．０質量％以上含有させる必要がある。好ましくは６．０質量％以上、より好ましくは６．５質量％以上含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が７．８質量％超では、フェライトの回復が抑制され、加工の影響を受けた延性に乏しい組織が残留してしまう。また、残留γが過度に安定になり、強度及び伸びの確保が困難になる場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は、７．８質量％以下、好ましくは７．５質量％以下とする。
Ｍｎ（マンガン）は、オーステナイト安定化元素として残留γ分率の増加及び残留γの加工に対する安定性向上に寄与する。また、Ｍｎは、粗大フェライトの形成を抑制する効果がある。このような作用を有効に発揮させるために、Ｍｎは、５．０質量％以上含有させる必要がある。好ましくは６．０質量％以上、より好ましくは６．５質量％以上含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が７．８質量％超では、フェライトの回復が抑制され、加工の影響を受けた延性に乏しい組織が残留してしまう。また、残留γが過度に安定になり、強度及び伸びの確保が困難になる場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は、７．８質量％以下、好ましくは７．５質量％以下とする。
【0038】
［Ｐ：０質量％超、０．１質量％以下］
Ｐ（リン）は、不純物元素として不可避的に存在し、０．１質量％を超えて含まれると伸びが劣化する。そのため、Ｐ含有量は、０．１質量％以下、好ましくは０．０２質量％以下に制限する。
Ｐ（リン）は、不純物元素として不可避的に存在し、０．１質量％を超えて含まれると伸びが劣化する。そのため、Ｐ含有量は、０．１質量％以下、好ましくは０．０２質量％以下に制限する。
【0039】
［Ｓ：０質量％超、０．０１質量％以下］
Ｓ（硫黄）も不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって伸びを低下させる元素である。このため、Ｓ含有量は、０．０１質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下に制限する。
Ｓ（硫黄）も不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって伸びを低下させる元素である。このため、Ｓ含有量は、０．０１質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下に制限する。
【0040】
［Ａｌ：１．６０質量％以上、３．５０質量％以下］
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸材として用いられ、その含有量が０．００１質量％未満では鋼の清浄作用が十分に得られない。また、Ａｌは残留γの積層欠陥エネルギー（すなわち、ＳＦＥ）を高める作用を持ち、ＴＷＩＰ効果の発現に寄与して延性向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ａｌは、１．６０質量％以上、好ましくは１．８０質量％以上、より好ましくは２．００質量％以上含有させる。一方、Ａｌ含有量が３．５０質量％を超えると鋼を脆化させ、鋳造時の鋼片割れを引き起こすほか、凝固時に粗大なフェライトが形成され、最終製品にも残存することで強度低下を招く。そのため、Ａｌ含有量は、３．５０質量％以下、好ましくは３．００質量％、より好ましくは２．５０質量％以下とする。
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸材として用いられ、その含有量が０．００１質量％未満では鋼の清浄作用が十分に得られない。また、Ａｌは残留γの積層欠陥エネルギー（すなわち、ＳＦＥ）を高める作用を持ち、ＴＷＩＰ効果の発現に寄与して延性向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ａｌは、１．６０質量％以上、好ましくは１．８０質量％以上、より好ましくは２．００質量％以上含有させる。一方、Ａｌ含有量が３．５０質量％を超えると鋼を脆化させ、鋳造時の鋼片割れを引き起こすほか、凝固時に粗大なフェライトが形成され、最終製品にも残存することで強度低下を招く。そのため、Ａｌ含有量は、３．５０質量％以下、好ましくは３．００質量％、より好ましくは２．５０質量％以下とする。
【0041】
［Ｎ：０質量％超、０．０１質量％以下］
Ｎ（窒素）も不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びを低下させる。また、Ｎは、Ａｌと結合し粗大な窒化物として析出するため、シャー端面での破壊を引き起こす。したがって、Ｎの含有量はできるだけ低い方が望ましく、その上限は０．０１質量％以下であり、好ましくは０．００６質量％以下に制限する。
Ｎ（窒素）も不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びを低下させる。また、Ｎは、Ａｌと結合し粗大な窒化物として析出するため、シャー端面での破壊を引き起こす。したがって、Ｎの含有量はできるだけ低い方が望ましく、その上限は０．０１質量％以下であり、好ましくは０．００６質量％以下に制限する。
【0042】
［残部］
残部は、鉄及び不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、Ｐ及びＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
残部は、鉄及び不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、Ｐ及びＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
【0043】
しかし、この実施形態に限定されるものではない。本発明の実施形態に係る高強度鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。
【0044】
［以下の（ｉ）～（ｉｖ）のうち１種以上。（ｉ）Ｃｒ：０質量％超、３．０質量％以下、（ｉｉ）Ｂ：０質量％超、０．０１質量％以下、（ｉｉｉ）Ｃｕ：０質量％超、３．０質量％以下、及びＮｉ：０質量％超、３．０質量％以下からなる群より選択される１種又は２種、（ｉｖ）Ｖ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、０．５質量％以下、及びＴｉ：０質量％超、０．５質量％以下からなる群より選択される１種以上］
Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｃｕ（銅）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｍｏ（モリブデン）及びＴｉ（チタン）は、鋼の強化元素として有用な元素である。また、Ｃｒ及びＣｕは、残留γの積層欠陥エネルギー（すなわち、ＳＦＥ）の制御に用いることもできる。これらの作用を有効に発揮させるために、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＴｉは、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０５質量％以上含有させてもよい。しかし、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＴｉは、過剰に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。そのため、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉはそれぞれ３．０質量％以下（より好ましくは２．０質量％以下）、Ｂは０．０１質量％以下（より好ましくは０．００５質量％以下）、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＴｉは０．５質量％以下（より好ましくは０．３質量％以下）に制限することが推奨される。
Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｃｕ（銅）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｍｏ（モリブデン）及びＴｉ（チタン）は、鋼の強化元素として有用な元素である。また、Ｃｒ及びＣｕは、残留γの積層欠陥エネルギー（すなわち、ＳＦＥ）の制御に用いることもできる。これらの作用を有効に発揮させるために、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＴｉは、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０５質量％以上含有させてもよい。しかし、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＴｉは、過剰に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。そのため、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉはそれぞれ３．０質量％以下（より好ましくは２．０質量％以下）、Ｂは０．０１質量％以下（より好ましくは０．００５質量％以下）、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＴｉは０．５質量％以下（より好ましくは０．３質量％以下）に制限することが推奨される。
【0045】
［Ｃａ：０質量％超、０．０１質量％以下、Ｍｇ：０質量％超、０．０１質量％以下、及びＲＥＭ：０質量％超、０．０１質量％以下からなる群より選択される１種以上］
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）及びＲＥＭ（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。そのため、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、好ましくは０．０００５質量％以上、より好ましくは０．００１質量％以上含有させてもよい。なお、本発明の実施形態に用いられるＲＥＭとしては、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、ランタノイド等が挙げられる。しかし、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、過剰に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。そのため、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、それぞれ０．０１質量％以下（より好ましくはＣａ及びＭｇは０．００３質量％以下、ＲＥＭは０．００６質量％以下）に制限することが推奨される。
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）及びＲＥＭ（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。そのため、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、好ましくは０．０００５質量％以上、より好ましくは０．００１質量％以上含有させてもよい。なお、本発明の実施形態に用いられるＲＥＭとしては、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、ランタノイド等が挙げられる。しかし、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、過剰に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。そのため、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、それぞれ０．０１質量％以下（より好ましくはＣａ及びＭｇは０．００３質量％以下、ＲＥＭは０．００６質量％以下）に制限することが推奨される。
【0046】
３．機械的特性
上述のように本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、ＴＳ及びＴＳ×ｕＥＬ（均一伸び）が何れも高いレベルにある。本発明の実施形態に係る高強度鋼板のこれらの機械的特性について以下に詳述する。
上述のように本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、ＴＳ及びＴＳ×ｕＥＬ（均一伸び）が何れも高いレベルにある。本発明の実施形態に係る高強度鋼板のこれらの機械的特性について以下に詳述する。
【0047】
（１）引張強度（ＴＳ）
鋼板の圧延方向におけるＴＳは、１１４０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。引張強度が高いほど好ましいが、本発明の実施形態に係る鋼板の化学成分組成及び製造条件等を考慮すると、引張強度の上限は１４７０ＭＰａ程度である。
鋼板の圧延方向におけるＴＳは、１１４０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。引張強度が高いほど好ましいが、本発明の実施形態に係る鋼板の化学成分組成及び製造条件等を考慮すると、引張強度の上限は１４７０ＭＰａ程度である。
【0048】
（２）ＴＳとｕＥＬ（均一伸び）との積（ＴＳ×ｕＥＬ）
鋼板の圧延方向におけるＴＳ×ｕＥＬは、４８０００ＭＰａ・％以上である。好ましくは５２０００ＭＰａ・％以上、より好ましくは５６０００ＭＰａ・％以上である。高いＴＳ×ｕＥＬを有することで、高い強度と高い伸びとを同時に有する、高レベルの強度－延性バランスを有する鋼板を得ることができる。
鋼板の圧延方向におけるＴＳ×ｕＥＬは、４８０００ＭＰａ・％以上である。好ましくは５２０００ＭＰａ・％以上、より好ましくは５６０００ＭＰａ・％以上である。高いＴＳ×ｕＥＬを有することで、高い強度と高い伸びとを同時に有する、高レベルの強度－延性バランスを有する鋼板を得ることができる。
【0049】
本発明は、厚さが１～３ｍｍ程度の薄鋼板を対象とするものであるが、製品形態は特に限定されない。例えば、製品形態は、熱間圧延または冷間圧延またはその両方を施した後に後述する二相域焼鈍を施した鋼板に対して、化成処理、溶融めっき、電気めっき、蒸着等のめっき処理や、各種塗装処理、塗装下地処理、有機皮膜処理等を施した表面処理鋼板等も含む。
【0050】
４．製造方法
次に本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
次に本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
【0051】
本発明者らは、上述したような従来にはない所定の化学成分組成を有する鋼を、下記の製造方法を採用して鋼板を製造することにより、上述の所望の金属組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度鋼板を得られることを見出した。以下にその詳細を説明する。
【0052】
（鋳造、熱間圧延）
上述の化学成分組成を有する鋼を溶製し、造塊又は連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度は、１１００℃～１３００℃とすることが好ましい。１１００℃未満では圧延荷重の増大をまねく恐れがあり、１３００℃超では加熱に要するエネルギーが増大し生産コストが増大する。また、仕上げ圧延温度は、８００℃～１０００℃とすることが好ましい。８００℃未満では圧延荷重の増大をまねく恐れがあり、１０００℃超では結晶粒が粗大化し、延性が低下する恐れがある。その後、７００℃以下の温度で巻取りを行い、室温まで冷却する。なお、この後、酸洗及び冷間圧延を行ってもよい。また、熱間圧延に代えて、熱間鍛造を行ってもよい。
上述の化学成分組成を有する鋼を溶製し、造塊又は連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度は、１１００℃～１３００℃とすることが好ましい。１１００℃未満では圧延荷重の増大をまねく恐れがあり、１３００℃超では加熱に要するエネルギーが増大し生産コストが増大する。また、仕上げ圧延温度は、８００℃～１０００℃とすることが好ましい。８００℃未満では圧延荷重の増大をまねく恐れがあり、１０００℃超では結晶粒が粗大化し、延性が低下する恐れがある。その後、７００℃以下の温度で巻取りを行い、室温まで冷却する。なお、この後、酸洗及び冷間圧延を行ってもよい。また、熱間圧延に代えて、熱間鍛造を行ってもよい。
【0053】
（二相域焼鈍）
続いて、上記製造された熱延鋼板に対して二相域焼鈍を施す。これにより、強度－延性バランスに優れた鋼板を製造することができる。二相域焼鈍は、Ａｃ１点＋１５℃以上、Ａｃ１点＋１５０℃以下の加熱温度で、１８０秒以上保持することで行う。加熱温度がＡｃ１点＋１５０℃を超えると、残留γ量が過剰となり、鋼板の強度が不足する。また、加熱温度がＡｃ１点＋１５℃未満では、フェライト量が過剰となり、残留γ量が減少する。その結果、鋼板の強度、伸び、又はその両方を確保することができない。また、保持時間が１８０秒未満では、残留γへの合金元素の分配が不十分となり、鋼板の伸びが不足する。
続いて、上記製造された熱延鋼板に対して二相域焼鈍を施す。これにより、強度－延性バランスに優れた鋼板を製造することができる。二相域焼鈍は、Ａｃ１点＋１５℃以上、Ａｃ１点＋１５０℃以下の加熱温度で、１８０秒以上保持することで行う。加熱温度がＡｃ１点＋１５０℃を超えると、残留γ量が過剰となり、鋼板の強度が不足する。また、加熱温度がＡｃ１点＋１５℃未満では、フェライト量が過剰となり、残留γ量が減少する。その結果、鋼板の強度、伸び、又はその両方を確保することができない。また、保持時間が１８０秒未満では、残留γへの合金元素の分配が不十分となり、鋼板の伸びが不足する。
【0054】
加熱温度の下限は、好ましくはＡｃ１点＋２０℃以上、より好ましくはＡｃ１点＋２５℃以上である。また、加熱温度の上限は、好ましくはＡｃ１点＋１３０℃以下、より好ましくはＡｃ１点＋１００℃以下である。また、保持時間は、好ましくは３６０秒以上、より好ましくは１８００秒以上である。保持時間の上限は、特に限定されないが、生産性の観点から、８６４００秒程度である。また、Ａｃ１点は、鋼板の化学成分から、レスリー著、「鉄鋼材料科学」、幸田成靖 訳、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３に記載の下記式（２）を用いて求めることができる。なお、二相域焼鈍後に、化成処理、溶融めっき、電気めっき、蒸着等のめっき処理や、各種塗装処理、塗装下地処理、有機皮膜処理等を施してもよい。
Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］・・・（２）
ここで、上記式中の［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表す。
Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］・・・（２）
ここで、上記式中の［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表す。
【実施例】
【0055】
１．サンプル作製
表１に示すＮｏ．１～３の各化学成分組成を有する鋼をラボにてＶＩＦ溶製した後、熱間鍛造にて厚さ５０ｍｍ、幅１５０ｍｍの鋼材を作製した。その後、熱間で粗圧延を施し、更に１２００℃で３０分間の加熱後、仕上げ圧延を施した。その後、５００℃の大気炉に３０分間保持後（巻取りを模擬）、炉冷することで、板厚３～４ｍｍの熱延鋼板を作製した。その後、５００℃から５７５℃の間で２時間の軟質化焼鈍を施した。また、Ｎｏ．３の鋼板に対しては、酸洗後に冷間圧延を更に施し、厚さ１．４ｍｍｔとした。なお、上記軟質化焼鈍及び冷間圧延は、本発明で規定されている金属組織に本質的な影響を及ぼさない。その後、表１に記載の加熱温度及び保持時間で二相域焼鈍を行った。なお、表１並びに後述する表２及び表３において、下線を付した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。
表１に示すＮｏ．１～３の各化学成分組成を有する鋼をラボにてＶＩＦ溶製した後、熱間鍛造にて厚さ５０ｍｍ、幅１５０ｍｍの鋼材を作製した。その後、熱間で粗圧延を施し、更に１２００℃で３０分間の加熱後、仕上げ圧延を施した。その後、５００℃の大気炉に３０分間保持後（巻取りを模擬）、炉冷することで、板厚３～４ｍｍの熱延鋼板を作製した。その後、５００℃から５７５℃の間で２時間の軟質化焼鈍を施した。また、Ｎｏ．３の鋼板に対しては、酸洗後に冷間圧延を更に施し、厚さ１．４ｍｍｔとした。なお、上記軟質化焼鈍及び冷間圧延は、本発明で規定されている金属組織に本質的な影響を及ぼさない。その後、表１に記載の加熱温度及び保持時間で二相域焼鈍を行った。なお、表１並びに後述する表２及び表３において、下線を付した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。
【0056】
【表1】
【0057】
２．組織評価
得られたサンプルを用いて、以下の方法により、残留γ分率、粗大フェライト分率及び残留γ組成について評価した。評価結果は、表２に示した。
得られたサンプルを用いて、以下の方法により、残留γ分率、粗大フェライト分率及び残留γ組成について評価した。評価結果は、表２に示した。
【0058】
（１）残留γ分率
残留γ分率の測定は、各サンプルを鏡面研磨し、ＦＥ－ＳＥＭ（日本電子社製）を用いて、圧延方向に垂直な断面の板厚１／４部の組織を観察した。そして、概略２０μｍ×２０μｍ又は３０μｍ×３０μｍの領域に対し、ｓｔｅｐ ｓｉｚｅ：０．０５μｍの条件でＥＢＳＤ（ＥＤＡＸ社製、ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ）にて測定を行った。そして、解析ソフトのＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７ ｘ６４を用いてｉｒｏｎ－αとｉｒｏｎ－γの分率を求めた。そして、ｉｒｏｎ－αと判定された領域をフェライト及びマルテンサイト、ｉｒｏｎ－γと判定された領域を残留γと定義して、残留γ分率を測定した。
残留γ分率の測定は、各サンプルを鏡面研磨し、ＦＥ－ＳＥＭ（日本電子社製）を用いて、圧延方向に垂直な断面の板厚１／４部の組織を観察した。そして、概略２０μｍ×２０μｍ又は３０μｍ×３０μｍの領域に対し、ｓｔｅｐ ｓｉｚｅ：０．０５μｍの条件でＥＢＳＤ（ＥＤＡＸ社製、ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ）にて測定を行った。そして、解析ソフトのＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７ ｘ６４を用いてｉｒｏｎ－αとｉｒｏｎ－γの分率を求めた。そして、ｉｒｏｎ－αと判定された領域をフェライト及びマルテンサイト、ｉｒｏｎ－γと判定された領域を残留γと定義して、残留γ分率を測定した。
【0059】
（２）粗大フェライト分率
２０μｍ２以上の面積を有する粗大フェライト分率の測定は、各サンプルを鏡面研磨し、ＦＥ－ＳＥＭ（日本電子社製）を用いて、圧延方向に垂直な断面の板厚１／４部の組織を観察した。そして、概略３００μｍ×３００μｍの領域に対し、ｓｔｅｐ ｓｉｚｅ：０．５μｍの条件でＥＢＳＤ解析（ＥＤＡＸ社製、ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ）を行った。そして、解析ソフトＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７ ｘ６４を用いて１５°以上の方位差を結晶粒界と定義したときに、結晶粒面積が２０μｍ２以上のα－Ｆｅ粒を粗大フェライトと定義して、その面積率を粗大フェライト分率とした。なお、本発明の実施形態に係る成分組成では、残留γ及び粗大フェライト以外の残部組織は、結晶粒面積が２０μｍ２未満の微細フェライト及び／又はマルテンサイトである。
２０μｍ２以上の面積を有する粗大フェライト分率の測定は、各サンプルを鏡面研磨し、ＦＥ－ＳＥＭ（日本電子社製）を用いて、圧延方向に垂直な断面の板厚１／４部の組織を観察した。そして、概略３００μｍ×３００μｍの領域に対し、ｓｔｅｐ ｓｉｚｅ：０．５μｍの条件でＥＢＳＤ解析（ＥＤＡＸ社製、ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ）を行った。そして、解析ソフトＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７ ｘ６４を用いて１５°以上の方位差を結晶粒界と定義したときに、結晶粒面積が２０μｍ２以上のα－Ｆｅ粒を粗大フェライトと定義して、その面積率を粗大フェライト分率とした。なお、本発明の実施形態に係る成分組成では、残留γ及び粗大フェライト以外の残部組織は、結晶粒面積が２０μｍ２未満の微細フェライト及び／又はマルテンサイトである。
【0060】
（３）残留γ組成
残留γ組成の測定は、各サンプルを鏡面研磨し、ＦＥ－ＳＥＭ（日本電子社製）を用いて、圧延方向に垂直な断面の板厚１／４部の組織を観察した。そして、概略４．５μｍ×６μｍの領域に対し、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）を用いて定量分析を行った。Ｍｎ濃度が視野全体の平均値の１．２倍以上の測定点を残留γと定義し、残留γ上の任意の測定点５０点を抽出し、各点の合金元素組成（質量％）を求めた。そして、その平均値を残留γ組成（質量％）として算出した。
残留γ組成の測定は、各サンプルを鏡面研磨し、ＦＥ－ＳＥＭ（日本電子社製）を用いて、圧延方向に垂直な断面の板厚１／４部の組織を観察した。そして、概略４．５μｍ×６μｍの領域に対し、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）を用いて定量分析を行った。Ｍｎ濃度が視野全体の平均値の１．２倍以上の測定点を残留γと定義し、残留γ上の任意の測定点５０点を抽出し、各点の合金元素組成（質量％）を求めた。そして、その平均値を残留γ組成（質量％）として算出した。
【0061】
ここで、残留γ中のＣ量［Ｃγｗｔ．％］は、ＳＥＭ観察を行って、炭化物などの析出物が観察されない場合、上述の残留γ分率Ｖγ（％）とＣ含有量［Ｃ］（ｗｔ．％）を用いて下記式（３）により算出することができる。本実施例では、各サンプルを鏡面研磨し、その表面を３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、ＦＥ－ＳＥＭ（日本電子社製）を用いて、圧延方向に垂直な断面の板厚１／４部の組織を５０００倍で観察した（観察視野：約１８μｍ×２４μｍ）。その結果、析出物が観察されなかったことから、残留γ中のＣ量は、下記式（３）を用いて算出した。なお、析出物が観察される場合、残留γ中のＣ量は、３ＤＡＰ（３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡）又はＥＰＭＡを用いて測定することができる。
［Ｃｗｔ．％］＝［Ｃ］／Ｖγ×１００・・・（３）
［Ｃｗｔ．％］＝［Ｃ］／Ｖγ×１００・・・（３）
【0062】
【表2】
【0063】
３．特性評価
引張試験を行って、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ｕＥＬ）を測定した。サンプルＮｏ．３については、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製した。試験片の切り出し方向は、試験片の長手方向がサンプルの圧延方向と平行となるようにした。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って引張試験を行うことで、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ｕＥＬ）を測定した。
引張試験を行って、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ｕＥＬ）を測定した。サンプルＮｏ．３については、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製した。試験片の切り出し方向は、試験片の長手方向がサンプルの圧延方向と平行となるようにした。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って引張試験を行うことで、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ｕＥＬ）を測定した。
【0064】
一方、サンプルＮｏ．１及びＮｏ．２については、表裏面を均等に研削し板厚１ｍｍに加工後、図１に示す微小引張試験片を作製した。試験片の切り出し方向は、試験片の長手方向がサンプルの圧延方向と平行となるようにした。そして、ストローク速度２ｍｍ／分にて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）と均一伸び（ｕＥＬ）を測定した。なお、微小引張試験片を用いた試験でもＪＩＳ記載の試験と同じ結果が得られる。以上の測定結果を表３に示した。ＴＳが１１４０ＭＰａ以上、且つＴＳ×ｕＥＬが４８０００ＭＰａ・％以上のサンプルを、強度及び強度－延性バランスが共に優れるとして合格とした。
【0065】
【表3】
【0066】
表３の結果を考察する。
サンプルＮｏ．１は、本発明の実施形態に係る要件を全て満足する発明例である。所定の成分組成を有し、規定の残留γ分率、粗大フェライト分率及び残留γ組成を有していたため、高強度かつ強度－延性バランスに優れていた。
サンプルＮｏ．１は、本発明の実施形態に係る要件を全て満足する発明例である。所定の成分組成を有し、規定の残留γ分率、粗大フェライト分率及び残留γ組成を有していたため、高強度かつ強度－延性バランスに優れていた。
【0067】
一方、サンプルＮｏ．２及びＮｏ．３は、本発明の実施形態に係る要件のいずれかを満足しなかった比較例である。
サンプルＮｏ．２は、Ｃ含有量が低かったため、粗大フェライト分率が大きくなり、引張強度ＴＳが低かった。
サンプルＮｏ．３は、Ｃ含有量及びＡｌ含有量が低かったため、残留γ組成のＸ値が低下し、引張強度ＴＳ及び強度－延性バランスが共に劣っていた。
サンプルＮｏ．２は、Ｃ含有量が低かったため、粗大フェライト分率が大きくなり、引張強度ＴＳが低かった。
サンプルＮｏ．３は、Ｃ含有量及びＡｌ含有量が低かったため、残留γ組成のＸ値が低下し、引張強度ＴＳ及び強度－延性バランスが共に劣っていた。
【図1】