JP5252128B2

JP5252128B2 - 鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5252128B2
Application number: JP2012517059A
Authority: JP
Inventors: 泰明田中; 俊郎富田; 佳織河野
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-05-27
Filing date: 2010-05-27
Publication date: 2013-07-31
Anticipated expiration: 2030-05-27
Also published as: PL2578711T3; EP2578711A1; EP2578711A4; WO2011148490A1; ES2756584T3; US10538823B2; KR20130034027A; KR101456772B1; EP2578711B1; US20130192724A1; JPWO2011148490A1; CN103038381A; CN103038381B

Description

本発明は、７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性を兼ね備える鋼板と、その製造方法とに関する。

自動車車体の構成部材のうちで衝突時の荷重を負担する部材（以下「耐衝突部材」という。）の素材に高張力鋼板を用いることが、自動車の軽量化を推進するとともに自動車の衝突安全性を向上するために、広く行われる。一般に、鋼板の強度は変形速度の影響を受ける。変形時の鋼板の歪み速度が高くなるにつれて鋼板の変形応力が高くなる。高速変形時の引張強度が著しく高い鋼板は耐衝突部材の素材として好適である。

フェライトと、体積比で１０〜５０％のマルテンサイトとの２相組織を有する耐衝撃性に優れる冷延鋼板が、特許文献１に開示される。この冷延鋼板は、フェライト中の固溶元素の量を低減することによって動的変形特性（高い引張歪み速度での引張強度と低い引張歪み速度での引張強度との強度差）が改善され、これにより、高速引張変形時に高い降伏強度を有する。特許文献１に開示される化学成分及び特性を有する鋼板の引張強度は、特許文献１には記載されていないが、５９０ＭＰａ程度であると考えられる。

積層された複数枚の鋼板に圧延を複数回繰り返して行うことによって、ナノメートルの単位で表される程度の大きさまで微細化されたフェライト結晶粒を有し、優れた動的変形特性を有する超微細組織高強度鋼板を製造する方法が、特許文献２に開示される。しかし、この方法は、積層された複数枚の鋼板に圧延を複数回繰り返して行う必要があるため、生産性が極めて低い。

９０％以上のマルテンサイト相を有する熱延鋼板に、２０％以上８０％未満の全圧下率の冷間圧延と５００〜６００℃の低温焼鈍とを行うことによって超微細フェライト組織を有する冷延焼鈍板を製造する方法が、特許文献３に開示される。しかし、この方法は、マルテンサイト相を有する熱延鋼板を素材とするため、冷間圧延の際に被圧延材が高強度化及び硬質化して冷間圧延性が著しく低下し、生産性が低い。

また、非特許文献１に開示されるように、鋼板の均一延びが結晶粒の微細化に伴って著しく低下することは、公知である。

特許第３４５８４１６号明細書特開２０００−７３１５２号公報特開２００２−２８５２７８号公報

Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ，４５（２００４），Ｎｏ．７，２２７２−２２８１頁

従来の技術は、７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性を兼ね備える鋼板を提供できない。

本発明によれば、７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性をともに備える鋼板は、鋼板の金属組織の主相を微細なフェライト組織とし、かつ第２相の種類および分散形態を適切に制御することによって、提供される。具体的には、（ａ）鋼板に含有される強化元素の析出を抑制し、フェライト結晶粒を微細化するとともに、第２相を均一かつ微細に分散することによって、鋼板の動的変形特性が向上する。（ｂ）上記（ａ）項に記載された効果は、熱間圧延を行われた鋼板に関してだけでなく、熱間圧延を行われた後に冷間圧延および焼鈍を行われた鋼板に関しても、得られる。

本発明は、下記化学組成及び下記金属組織を有することを特徴とする鋼板である。
化学組成；Ｃ：０．０５〜０．２０％（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｓｉ：０．０２〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷからなる群から選ばれた１種または２種以上：合計で０．００２〜０．０３％以下、必要に応じて、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上：合計で０．００５０％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなること。

金属組織；少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００〜２００μｍの領域においてフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であること、前記領域は３０〜８０％の面積率のフェライトと残部組織とからなること、及び、前記領域において前記残部組織の板厚方向平均間隔が３．０μｍ以下であること。

別の観点からは、本発明は、上述した化学組成を有する鋼片を複数パスで熱間圧延した後に冷却し、巻取ることによって、引張強度が７５０ＭＰ以上であり、引張強度と破断伸びの積が１３０００ＭＰａ・％以上であるとともに、引張歪み速度１０^３／秒での動的引張強度と引張歪み速度０．０１／秒での静的引張強度との差が８０ＭＰａ以上である機械特性を有する鋼板を製造する方法であって、熱間圧延、冷却及び巻取りを、下記条件１〜条件４を満足する条件で行うことを特徴とする鋼板の製造方法である。

条件１；熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パスの圧延温度がＡｒ_３点以上であること。
条件２；最終圧延パスを含む連続する３パスの通板時間と、仕上げ圧延終了時の温度から７２０℃までの冷却時間との合計が４．０秒間以内であること。

条件３；冷却が、仕上げ圧延の終了時から０．５秒間以内に開始されること。
条件４；巻取りが、６３０℃以下の温度で行われること。
本発明に係る製造方法では、巻取りを行った後に、圧延率４０〜８０％の冷間圧延を行ってからＡｃ_１〜（Ａｃ_３＋１０℃）の温度域に１０〜３００秒間保持する焼鈍を行ってもよい。

本発明に係る鋼板、または、本発明に係る方法により製造された鋼板は、以下の機械特性を有する。
機械特性；引張強度が７５０ＭＰ以上であること、引張強度と破断伸びの積が１３０００ＭＰａ・％以上であること、及び、引張歪み速度１０^３／秒での動的引張強度と引張歪み速度０．０１／秒での静的引張強度との差が８０ＭＰａ以上であること。

７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性を兼ね備える鋼板が、生産性を損なわずに、提供される。

高速引張試験片の形状を示す説明図である。

１．化学組成
［Ｃ：０．０５〜０．２０％］
Ｃは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下し、熱間圧延の仕上げ温度を低下するので、フェライト結晶粒の微細化を効果的に促進する。また、Ｃは、鋼板の強度を確保する。このため、Ｃ含有量は、０．０５％以上であり、フェライト結晶粒の微細化をより促進するために０．０８％以上であることが好ましい。しかし、Ｃ含有量が０．２０％超であると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライト体積率が低下するとともに、溶接性が劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．２０％以下であり、溶接部の加工性を向上するために０．１７％以下であることが好ましい。

［Ｓｉ：０．０２〜３．０％］
Ｓｉは鋼板の強度を向上する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０２％以上であり、好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、鋼板の延性が著しく劣化するとともに、熱間圧延時に被圧延材の表面酸化が発生する。このため、Ｓｉ含有量は、３．０％以下であり、好ましくは２．０％以下であり、より好ましくは１．８％以下である。なお、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌの合計含有量が１．０％以上であることが好ましい。

［Ｍｎ：０．５〜３．０％］
Ｍｎは、鋼板の強度を確保する。また、Ｍｎは、オーステナイトからフェライトへの変態温度、及び、熱間圧延の仕上温度をいずれも低下するため、フェライト結晶粒の微細化を促進する。このため、Ｍｎ含有量は、０．５％以上であり、好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライト体積率が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、３．０％以下であり、好ましくは２．５％以下である。

［Ｐ：０．５％以下］
Ｐは、不可避的不純物として含有される。Ｐ含有量が０．５％を超えると、Ｐが結晶粒界に偏析し、鋼板の伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｐ含有量は、０．５％以下であり、好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。

［Ｓ：０．０５％以下］
Ｓは、不可避的不純物として含有される。Ｓ含有量が０．０５％を超えると、硫化物系介在物が形成され、鋼板の加工性が低下する。Ｓ含有量が低いほど鋼板の加工性が向上する。このため、Ｓ含有量は、０．０５％以下であり、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。

［Ｃｒ：０．０５〜１．０％］
Ｃｒは、フェライトを強化するとともに、鋼板の焼入れ性を増加させ、フェライト中にマルテンサイトやベイナイトを生成する。また、Ｃｒは、粗大なパーライトの形成を抑制し、組織の微細分散化に寄与し、動的強度を向上する。このため、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上であり、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、鋼板の表面性状および延性が劣化する。このため、Ｃｒ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．８％以下である。

［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％］
Ａｌは、鋼板の延性を向上する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％を超えると、高温でのオーステナイトが不安定となり、熱間圧延における仕上温度を過度に高める必要を生じるとともに、連続鋳造を安定して行うことができなくなる。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．５％以下である。

なお、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌの合計含有量が１．０％以上であることが好ましい。
［Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷからなる群から選ばれた１種または２種以上：合計で０．００２〜０．０３％］
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは、いずれも、炭窒化物を形成すること、または一部の元素については固溶状態として鋼中に存在することによって、結晶粒の粗大化抑制および微細化に有効である。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＶおよびＷの１種または２種以上を合計で０．００２％以上含有する。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＶおよびＷの１種または２種以上の含有量が合計で０．０３％を超えると、フェライト中に可動転位が容易に発生し、鋼板の動的変形特性が低下する。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷからなる群から選ばれた１種または２種以上の含有量は、合計で０．０３％以下である。

［Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上：合計で０．００５０％以下］
Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素（ＲＥＭ）は、鋳片の凝固時に析出する酸化物や窒化物を微細化して鋳片の健全性を保つため、任意元素として必要に応じて含有してもよい。これらの元素の１種または２種以上の含有量が合計で０．００５０％を超えると、介在物が生成して鋼板の成形性が劣化するとともに、鋼板の製造コストが嵩む。そこで、これらの元素の１種または２種以上の含有量は、合計で０．００５０％以下である。なお、これらの元素の１種または２種以上の含有量は、上述した効果を確実に得るために、合計で０．０００５％以上であることが好ましい。

上記以外の残部はＦｅ及び不純物である。上記以外の不純物としてＮが例示される。Ｎは不可避的不純物として存在する。Ｎ含有量が０．０１％を超えると、鋼板の加工性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．０１％以下であることが好ましく、０．００６％以下であることがより好ましい。

２．金属組織
自動車の耐衝突部材による衝突エネルギーの吸収は、一般的に、ハット型の閉断面又はこれに類する多角形の閉断面を有する耐衝突部材に、軸方向あるいは横方向からの外力を負荷して、複数の曲げ変形を部分的に発生することによって、行われることが多い。したがって、この耐衝突部材の素材である鋼板の板厚方向の表面近傍における機械特性は、耐衝突部材が優れた衝突エネルギー吸収性を発揮するために、重要である。

一般的に、脱炭や易酸化元素の濃化が、鋼板の製造時における加熱炉の雰囲気や熱延鋼板の巻取り温度等の影響に起因して、鋼板の板厚方向の最表層部において発生する。これにより、鋼板の最表層部の組織や機械特性が、鋼板の板厚方向の位置によって、変動し易い。これに対し、鋼板の最表層部から板厚方向へ微小な距離（１００〜２００μｍ）侵入した位置の組織や機械特性は、安定する。

そこで、本発明者らは、鋼板表面から板厚方向に１００〜２００μｍの領域における様々な要素が鋼板の機械特性に及ぼす影響を鋭意検討した結果、以下に説明する要素が重要であることを知見した。そこで、これらの要素を説明する。

［少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００〜２００μｍの領域におけるフェライトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下］
少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００〜２００μｍの領域におけるフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であることが、鋼板（熱延鋼板のみならず冷間圧延及び焼鈍を施した冷延鋼板も含む）が充分な動的変形特性を具備するために、必要である。この平均結晶粒径は、好ましくは２．５μｍ以下であり、より好ましくは２．０μｍ以下であり、最も好ましく１．５μｍ以下である。

フェライトの平均結晶粒径は小さいほど好ましい。しかし、鋼板の既設の量産工程によってフェライトの平均結晶粒径を０．３μｍ未満とすることは、困難である。従って、フェライトとの平均結晶粒径は０．３μｍ以上であることが好ましく、より生産性を考慮すると０．５μｍ以上であることがさらに好ましい。

［少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００〜２００μｍの領域の組織の面積分率：フェライト３０〜８０％及び残部組織］
上記領域のフェライトの面積分率が３０％未満であると、鋼板が十分な動的変形特性を有さない。一方、この面積分率が８０％を超えると、鋼板の動的変形特性はさらに向上するものの、鋼板の静的引張強度が低下する。そこで、この面積分率は３０〜８０％である。この面積分率は、４０％以上であることが好ましく、５０％以上であることがより好ましい。また、この面積分率は、７５％以下であることが好ましく、７０％以下であることがより好ましい。

［少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００〜２００μｍの領域において残部組織の板厚方向平均間隔：３．０μｍ以下］
上記領域におけるフェライトを除く残部組織の板厚方向平均間隔は、３．０μｍ以下である。板厚方向平均間隔は、好ましくは２．５μｍ以下であり、さらに好ましくは２．０μｍ以下であり、最も好ましくは１．６μｍ以下である。

残部組織は、その種類は特に問わず、鋼板に求める静的引張強度に応じて、例えば、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、さらには粒状セメンタイト等である。残部組織は、好ましくは、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイト、粒状セメンタイトである。

また、「板厚方向平均間隔」は、鋼板の圧延長手方向断面を鏡面研磨した後にナイタル腐食し、走査電子顕微鏡により、表層から１００〜２００μｍの領域の１０００〜２０００倍のデジタル画像を撮影し、このデジタル画像の板厚方向に長さ４０〜８０μｍの線を描き、板厚方向に相対する残部組織の間隔を測定することを任意の位置で５回繰り返し、それらの平均値として、求められる。

上記領域におけるフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であるとともに、上記領域のフェライトの面積率が３０〜８０％である場合、フェライトを除く残部組織の板厚方向平均間隔が３．０μｍを超えると、残部組織がバンド状かつ部分的に存在することになり、第２相である残部組織が均一かつ微細に分散しなくなる。このため、鋼板のプレス成形性および動的強度が低下する。

また、鋼板の残部組織が上述のようにバンド状かつ部分的に存在すると、この鋼板に冷間圧延および焼鈍を行って製造される冷延焼鈍鋼板の残部組織がバンド状となるため、この冷延焼鈍鋼板の動的強度が不充分になる。

以上の理由により、フェライトを除く残部組織の板厚方向平均間隔は、鋼板表面から板厚方向に１００〜２００μｍの領域において３．０μｍ以下であり、好ましくは２．５μｍ以下であり、より好ましくは２．０μｍ以下であり、最も好ましくは１．６μｍ以下である。

板厚方向平均間隔の下限値は、動的変形特性に有効な平均のフェライト粒径を鑑み、０．３μｍ以上であることが好ましく、０．５μｍ以上であることがさらに好ましい。
さらに、残部組織の圧延方向平均間隔は、鋼板表面から板厚方向に１００〜２００μｍの領域において３．０μｍ以下であることが好ましい。これにより、母相のフェライト組織の扁平度が低下し、より等軸なフェライト粒が微細に分散して存在する。したがって、より均一な歪みが、静的変形時のみならず動的変形時のフェライトに対して付与され、結果として、静的延びや動的強度がより向上する。圧延方向平均間隔はこの領域において２．５μｍ以下であることが好ましく、２．０μｍ以下であることがより好ましく、１．６μｍ以下であることが最も好ましい。

なお、残部組織が残留オーステナイトを含む場合、残留オーステナイトの面積率が５〜３０％であると、熱間圧延を終了した鋼板のプレス成形性が著しく向上する。残留オーステナイトの面積率が５％未満であるとプレス成形性が充分に向上せず、一方、残留オーステナイトの面積率が３０％を超えるとオーステナイトが不安定であるためにプレス成形性の向上の効果が減殺される。そこで、残部組織の残留オーステナイトの面積率は、鋼板のプレス成形性を向上するために、好ましくは５〜３０％である。

３．機械特性
［引張強度：７５０ＭＰａ以上］
引張強度は、７５０ＭＰａ以上である。引張強度は、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行うことによって測定される。

［引張強度と破断伸びの積：１３０００ＭＰａ・％以上］
引張強度と破断伸びとの積が１３０００ＭＰａ・％以上である。これにより、優れたプレス成形性が得られる。耐衝突部材がより複雑な形状である場合、引張強度と破断伸びとの積が１４０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。耐衝突部材が他の構造部材と一体的に成型されるため等の理由によって、より高い成形性を要求される場合、引張強度と破断伸びとの積が１６０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、１７０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましい。

［引張歪み速度１０^３／秒での動的引張強度と引張歪み速度０．０１／秒での静的引張強度との強度差：８０ＭＰａ以上］
図１は、高速引張試験片の形状を示す説明図である。この強度差は、図１に示す形状を有する微小試験片を採取し、検力ブロック式高速引張試験機を用いて、引張歪み速度１０^３／秒での動的引張強度と、引張歪み速度０．０１／秒での静的引張強度との差ΔＴＳとして規定される。優れた動的変形特性とは、この強度差ΔＴＳが８０ＭＰａ以上であること、好ましくは１００ＭＰａ以上であること、最も好ましくは１２０ＭＰａ以上であることを意味する。

４．製造方法
［熱間圧延工程］
上述した化学組成を有する鋼片を複数パスで熱間圧延する。そして、熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パスの圧延温度は、Ａｒ_３点以上である。

熱間圧延は、好ましくは１０００℃を超える温度から、レバースミルまたはタンデムミルを用いて、オーステナイト温度域で行われる。少なくとも最終の数段の圧延は、工業的生産性の観点から、タンデムミルを用いて行うことが好ましい。

連続鋳造や鋳造・分塊により得たスラブ、ストリップキャスティングにより得た鋼板、必要によってはそれらに熱間加工又は冷間加工を一度行ったもの等が、鋼片として用いられる。鋼片の温度が低い場合、熱間圧延は、鋼片を１０００℃超の温度に再加熱した後に、開始される。

熱間圧延の開始温度が１０００℃以下であると、圧延荷重が過大になって十分な圧延率を得ることが困難になるのみならず、十分な圧延率の熱間圧延をＡｒ_３点以上の温度で終了できなくなり、これにより、所望の機械特性や熱的安定性が得られなくなる。

熱間圧延の開始温度は、より好ましくは１０２５℃以上であり、さらに好ましくは１０５０℃以上である。熱間圧延の開始温度は、オーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに設備費や加熱燃料費を抑制するために、１３５０℃以下であることが好ましく、１２８０℃以下であることがより好ましい。

熱間圧延の開始温度は、ＴｉＣやＮｂＣなどの析出物をオーステナイト中に十分に溶解させる必要がない鋼種の場合には、温度範囲のうちでも比較的低い温度（例えば１０５０〜１２５０℃）であることが好ましい。これにより、初期のオーステナイト結晶粒が微細化し、得られる鋼板のフェライト結晶粒が微細化し易くなる。

熱間圧延の仕上げ温度は、熱間圧延後にオーステナイトからフェライトへ変態させるためにＡｒ_３点以上であり、圧延荷重の増大を回避する観点からさらに７８０℃以上の温度条件を満足することが好ましい。

熱間圧延を終了する温度、すなわち熱間圧延の仕上げ圧延における最終圧延パス出側の圧延温度は、Ａｒ_３点以上であるが、できるだけ低い温度であることが好ましい。熱間圧延を終了する温度が低いほど、熱間圧延によってオーステナイトに導入された加工歪みの蓄積効果が増加し、フェライト結晶粒の微細化が促進されるからである。なお、本発明で用いる鋼種のＡｒ_３点は、概ね７３０℃から９５０℃である。

熱間圧延は、連続した複数パスの圧延である。１パス当たりの圧下量は、好ましくは１５〜６０％である。１パス当たりの圧下量が大きいほうが、オーステナイトへの歪みが蓄積し、変態によって生成するフェライトの結晶粒が微細化する。このため、特に熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パスを含む連続した３パスでは、１パス当たりの圧下量が２０％以上であることが好ましい。

前記３パスは、圧延荷重の増大による圧延設備の大型化を回避するとともに鋼板の形状の制御性を確保するため、１パス当たりの圧下量が５０％未満であることが好ましい。特に、鋼板の形状の制御を容易にするために、前記３パスそれぞれの圧下率が４０％／パス以下であることが好ましい。

［冷却工程］
熱間圧延を終了した鋼板は冷却される。この冷却により、オーステナイトに導入された変形帯（加工歪み）を解放することなく、この変形帯をフェライトの核生成サイトとしてオーステナイトからフェライトへ変態させる。鋼板は、微細なフェライトと残部組織とが均一に分散した金属組織を有する。

熱間圧延は、この金属組織を得るために、前記３パスの通板時間と、仕上げ圧延終了時の温度から７２０℃までの冷却時間との合計時間が４．０秒間以内となるように、行われ、その後、冷却は、仕上げ圧延の終了時から０．５秒間以内に開始される。

なお、通板時間と７２０℃までの冷却時間との合計時間は、鋼板の先端が３パスの最初のロールに達したタイミングをセンサにより測定するとともに、冷却ゾーンに設置された温度センサにより鋼板温度を測定し、これらの測定値と通板速度との関係から算出することができる。また、仕上げ圧延の終了時からの冷却開始時間は、通板速度と、最終ロール及び冷却ゾーン間の距離とから算出することができる。

前記３パスの通板時間は、熱間圧延によって導入された変形帯、すなわち核生成サイトが消失する割合に影響する。また、前記冷却時間は、変形帯が冷却中に消失する割合に影響する。そこで、熱間圧延及びその後の冷却は、熱間圧延により導入された変形帯を十分に保存するために、前記合計時間を４．０秒間以内として、行われる。

なお、前記３パスの通板時間を制御する理由は、これらのパスは再結晶温度の下限近傍での圧延パスであるためにオーステナイトが再結晶することもなく、また熱間圧延が加工熱により概ね８００〜９５０℃の略等温で熱間圧延が行われるので、圧延時間が変形帯を保存するための主な要因となるからである。

さらに、前記冷却時間は、変形帯が消失する割合、すなわち微細なフェライト結晶粒の生成に影響する。このため、冷却は、仕上げ圧延後可能な限り速やかに、具体的には仕上げ圧延の終了時から０．５秒間以内に、開始される。冷却は、０．３秒間以内に開始されることが好ましく、０．１秒間以内に開始されることがさらに好ましく、０．０５秒間以内に開始されることが最も好ましい。

７２０℃以下の温度域は、オーステナイトからフェライトへの変態が活発化する変態温度域である。また、目的とする微細なフェライト組織を得られるフェライト変態温度域は、７２０〜６００℃の温度域である。このため、鋼板の温度が７２０℃以下に達した後に、冷却を一次停止したり、あるいは冷却速度を低下することによって、鋼板を７２０〜６００℃の温度域に１〜１０秒間滞留させてもよい。

［巻取工程］
熱間圧延工程及び冷却工程を経た鋼板は、巻取工程によって６３０℃以下で巻取られる。これにより、鋼板のフェライト以外の残部組織が制御される。

巻取り温度が６３０℃超であると、パーライトが多量に生成して鋼板の伸びが低下するとともに、７５０ＭＰａ以上の静的引張強度が確保されない。
残部組織をマルテンサイトとする場合には、６００℃以下の温度域を４０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、室温から２００℃以下の温度域で巻取ることが好ましい。巻取り温度が２００℃超であると、マルテンサイトの焼戻しにより、所望の鋼板強度が得られない場合があり、強度および延性のバランスが低下する。鋼板の錆の発生が、残存する冷却水によって懸念される場合には、巻取り温度を１００℃〜１５０℃とすることがより好ましい。

残部組織をベイナイトとする場合には、４００℃以上６００℃未満の温度で巻取ることが好ましい。残部組織にベイナイトとともに残留オーステナイトを含む場合は、４００〜４５０℃の温度で巻取ることがより好ましい。

残部組織を粒状セメンタイトとする場合には、６００℃以上６３０℃以下で巻取ることが好ましい。残部組織をさらに微細にするには巻取り温度を６２０℃以下とすることがより好ましい。

［冷間圧延工程］
前記巻取工程を経た鋼板に、その後さらに冷間圧延および焼鈍を行ってもよい。このとき冷間圧延を施す前に、鋼板の表層スケールを酸洗処理により除去してもよい。

冷間圧延は４０〜８０％の圧延率で行われる。圧延率は、｛（冷間圧延前の鋼板厚−冷間圧延後の鋼板厚）／冷間圧延前の鋼板厚）｝×１００％として、規定される。
４０％未満の低い圧延率であると、充分な歪みがフェライトに付与されず、焼鈍後の鋼板の静的伸びが低下する。このとき圧延率は５０％以上であることが好ましい。一方、８０％を超える高い圧延率では、多大な負荷が圧延機に与えられ、また鋼板の生産性が低下する。

前記熱間圧延及び前記冷却を経て冷間圧延に供される鋼板のフェライトを除く残部組織が、マルテンサイトまたはベイナイトを含む組織であることが、フェライトへの歪付与をより効率的に行うことができるため、好ましい。例えば、６００℃以下を４０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、室温から２００℃以下の温度域で巻取るか、または４００℃以上６００℃未満の温度域で巻取ることによって、この鋼板の残部組織をマルテンサイトまたはベイナイトを含む組織とすることができる。

［焼鈍工程］
冷間圧延工程により歪エネルギーを蓄えた組織を有する鋼板を、焼鈍すること、すなわち加熱後一定の温度で保持してから冷却することによって、高い動的引張強度を有する高強度鋼板が得られる。

保持温度は、鋼板におけるＡｃ_１〜（Ａｃ_３＋１０℃）とする。保持温度がＡｃ_１未満の温度であると、静的引張強度に本来寄与する第２相がセメンタイトのみとなり、十分な静的引張強度が得られない。また、静的引張強度を得られても、場合によって正常組織への回復・再結晶が十分に進行せず、静的引張伸びが低下し、フェライト中に残存する加工歪の存在により動的引張強度が低下する。保持温度の下限値は、生産性の観点から７５０℃であることが好ましい。

一方、保持温度が（Ａｃ_３＋１０℃）を超えると、オーステナイトが粗大化し、その後の冷却過程で析出するフェライトも粗大となるため、静的引張強度及び動的引張強度のいずれもが低下する。保持温度の上限値はＡｃ_３温度であることが好ましい。

保持時間は１０〜３００秒間である。保持時間が１０秒間未満であると、既存の製造工程での実施が困難であるとともに、金属組織が置換型元素の偏析によりバンド状になり易く、また、保持温度が前記範囲内で比較的低温である場合、冷間圧延による加工歪の除去が不十分となり、鋼板の伸びが低下する。一方、保持時間が３００秒間超であると、保持中にオーステナイトが粗大化し、その後の冷却過程で析出するフェライト粒が粗大となり、静的引張強度及び動的引張強度のいずれもが低下する。

保持後の冷却は、鋼板の金属組織に影響する。フェライトを除く残部組織は、ＣＣＴ曲線におけるベイナイトノーズを横切って通過することなくＭｓ点以下まで冷却することにより、マルテンサイトとなる。ベイナイトノーズを横切って通過するか、あるいはベイナイト域で冷却を停止すれば、残部組織がベイナイトとなる。冷却速度が低いとパーライトの析出により鋼板の伸びが低下するため、７００℃以下の冷却速度は２０℃／秒以上であることが好ましい
このようにして、引張強度が７５０ＭＰａ以上であり、引張強度と破断伸びとの積が１３０００ＭＰａ・％以上であるとともに、動的引張強度と静的引張強度との差が８０ＭＰａ以上である機械特性を有する鋼板が製造される。

表１に示す化学組成Ａ〜Ｌを有する鋼片から、表２に示す条件で熱間圧延鋼板を製造した。表１中の化学組成Ｆ〜Ｉは、本発明で規定する化学組成を満たさないものであり、表２中の試番１３、１４は、本発明で規定する製造条件を満たさないものである。表２におけるＦ１〜Ｆ３は各スタンドにおける圧下率を示し、Δｔは仕上げ圧延の終了時から冷却開始時までの経過時間を示し、（Ｆ１〜７２０℃間時間）は最終圧延パスを含む連続する３パスＦ１〜Ｆ３の通板時間と、仕上げ圧延終了時の温度から７２０℃までの冷却時間との合計時間を示す。

試番１〜１５の熱間圧延鋼板の金属組織及び機械特性を、以下に説明する手順で測定した。
［金属組織］
圧延長手方向断面を鏡面研磨した後、表層から１００〜２００μｍの領域に関して、ナイタル腐食した金属組織を、走査電子顕微鏡により１０００〜２０００倍で撮影したデジタル画像に基づいて、測定した。

フェライト平均結晶粒径は、切断法によってフェライト結晶粒径の平均値として求めた。
残部組織の板厚方向平均間隔は、板厚方向に長さ８０μｍの線を描き、板厚方向に相対する第２相の間隔を測定することを任意の位置で５回繰り返し、それらの平均値として、算出した。

フェライト分率は、ＳＥＭ像においてマルテンサイトやベイナイトといった相がフェライトと比較して暗色で示されることを利用し、画像処理により二値化して、フェライトの面積比率を算出することにより求めた。

［機械特性］
成形性は、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行い、引張強度と破断伸びの積が１３０００ＭＰａ・％以上の良好な強度および成形性バランスを得られるものを合格とした。

また、動的変形特性（静動差）は、図１に示す微小ＴＰを採取し、検力ブロック式高速引っ張り試験機を用いて、引張歪み速度１０^３／秒での引張強度と引張歪み速度０．０１／秒での引張強度との強度差ΔＴＳが、７８０〜９８０ＭＰａ級の従来鋼における強度差ΔＴＳが概ね６０ＭＰａ程度であることを考慮して、８０ＭＰａ以上の高い静動差を具備する鋼を合格とした。

表３に測定結果をまとめて示す。

表３において、試番１〜５、１０〜１２ならびに１５は、本発明の化学組成を満足する化学組成Ａ〜Ｅ、Ｊ〜Ｌを有するスラブを用い、かつ本発明の製造条件を満足するため、７５０ＭＰａの高強度、ＴＳ×ＥＬ≧１３０００（ＭＰａ・％）の優れた成形性、および８０ＭＰａ以上の高い動的変形特性（静動差）を兼ね備えることがわかる。

これに対し、試番６は、本発明の化学組成を満足しない化学組成Ｆを有するスラブを用いるため、比較的高い静的ＴＳおよび静的ＥＬを示すものの、析出強化元素であるＴｉを多量に含有することから、静動差は従来材並みに低い。

試番７〜９は、本発明の化学組成を満足しない化学組成Ｇ〜Ｉを有するスラブを用いるため、高い静的強度および延性と高い静動差とが両立しない。
試番１３は、本発明の組成を満足する化学組成Ａを有するスラブを用いるものの圧延条件が本発明の製造条件を満足しないため、微細なフェライトの析出が十分でなく、静的伸びが低く、また静動差も低い。

試番１４は、本発明の組成を満足する化学組成Ｅのスラブを用いるものの巻取り条件が本発明の製造条件を満足しないため、比較的高い伸びと静動差が得られるものの、静的強度が６１５ＭＰａと低い。

実施例１における熱間圧延及び冷却を終了した試番１〜４、６、７、１３及び１５の鋼板に、表４に示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行い、その後に表２に示す巻取り温度で巻取ることにより、表４の試番１８〜３１の冷間圧延鋼板を製造した。

表５には、試番１８〜３１の冷間圧延鋼板の金属組織および機械特性の測定結果を示す。なお、金属組織および機械特性の測定方法は、実施例１の測定方法と同じである。

表５に示すように、試番１８、１９、２４、２５、２７、２８、３０の冷間圧延鋼板は、本発明の範囲における条件で製造した熱間圧延鋼板に、本発明の範囲内の条件で冷間圧延ならびに焼鈍を施すことによって製造された。試番１８、１９、２４、２５、２７、２８、３０の冷間圧延鋼板は、７５０ＭＰａの高強度、ＴＳ×ＥＬ≧１３０００（ＭＰａ・％）の優れた成形性、および８０ＭＰａ以上の高い動的変形特性（静動差）を兼ね備えることがわかる。

これに対し、試番２０は、本発明の化学組成を満足しない組成Ｆのスラブを用いるため、比較的高い静的ＴＳおよび静的ＥＬを示すものの、表３における試番６と同様に、析出強化元素であるＴｉを多量に含有することから、静動差は従来材並みに低い。

試番２１は、母材としてフェライト粒径が３．０μｍ超の粗粒熱延鋼板（熱延板番号１３）を用いるため、冷間圧延及び焼鈍後のフェライトも粗粒となり、静動差は従来材並みに低い。

試番２２は、母材として本発明を満足する試番１５について低い焼鈍温度で焼鈍したために冷間圧延による加工組織が残存し、フェライト平均結晶粒径及び残部組織の板厚方向平均間隔を測定できなかった。また、試番２２は、伸びが著しく低く、また静動差も低い。

試番２３は、母材として本発明を満足する試番１について高い焼鈍温度で焼鈍したために、フェライトも粗大となるため、動的引張強度が低い。
試番２６は、本発明の組成を満足しない組成Ｇのスラブを用いるため、冷間圧延後もフェライト分率が高く、静的強度が低い。

試番２９は、母材として本発明を満足する試番１について３００秒間を超える長い焼鈍時間（保持時間）で焼鈍したため、フェライトが粗大化した。また、残部組織の板厚方向平均間隔が広い。このため、静動差が低い。

さらに、試番３１は、母材として本発明を満足する試番３を２５％と低い圧延率で冷間圧延したため、回復組織と見られる粗大なフェライトが観察され、また、残部組織の板厚方向平均間隔が広い。このため、成形性および静動差がいずれも低い。

本発明の鋼板は、超微細なフェライト結晶粒を有するとともに、残部組織（第２相）の分散形態が均一であり、熱延鋼板としてのみならず、冷間圧延ならびに焼鈍によって成形性と動的変形特性を両立する冷延鋼板の母材としても適する。

７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性を兼ね備える鋼板は、本発明の製造方法によって、容易にかつ生産性を損なわずに、製造される。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷからなる群から選ばれた１種または２種以上：合計で０．００２〜０．０３％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼片に、複数パスで熱間圧延を行った後に冷却を行い、巻取りを行うことによって鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延、前記冷却及び巻取りを、下記条件１〜条件４を満足する条件で行うことを特徴とする鋼板の製造方法：
条件１；前記熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パス出側の圧延温度がＡｒ₃点以上であること、
条件２；前記最終圧延パスを含む連続する３パスの通板時間と、前記仕上げ圧延終了時の温度から７２０℃までの冷却時間との合計が４．０秒間以内であること、
条件３；前記冷却が、前記仕上げ圧延の終了時から０．５秒間以内に開始されること、及び
条件４；前記巻取りが、６３０℃以下の温度で行われること。
前記化学組成が、さらにＣａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．００５０％以下含有する請求項１に記載された鋼板の製造方法。
前記巻取りが終了した後、圧延率４０〜８０％の冷間圧延を行ってからＡｃ₁〜（Ａｃ₃＋１０℃）の温度域に１０〜３００秒間保持する焼鈍を行うことを特徴とする、請求項１または２に記載された鋼板の製造方法。