高強度鋼板およびその製造方法
重量％で、０．２５％以上０．５％以下のＣ、４％以上１４％以下のＭｎ、６．５％以上９．５％以下のＣｒ、０．３％以上３％以下のＳｉを含有し、下記数１を満たし、金属組織がオーステナイトであり、降伏強度が１０００ＭＰａ以上、全伸びが２０％以上である。
［数１］
１２≦２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ≦２５ （１）
１３≦３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ≦１７（２）
（ただし、上式の元素記号は、その元素の含有量（重量％）を表す）
［数１］
１２≦２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ≦２５ （１）
１３≦３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ≦１７（２）
（ただし、上式の元素記号は、その元素の含有量（重量％）を表す）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、降伏点が１０００ＭＰａ以上で２０％以上の全伸びを有するような高強度と高いプレス成形性を有する高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の衝突安全性への要求が高まってきており、衝突時においても乗員の生存空間を確保し乗員を保護するための車体技術の開発が進められている。実際の自動車どうしの衝突においては、その方向は前面、側面、後面など様々であるが、乗員保護の観点から見ると、とくに側面からの衝突が重要である。その理由は、車体構造部品、この場合にはセンターピラーから乗員への距離が近いためである。
【０００３】
そのため、センターピラー等、側面衝突時に重要となる車体構造部品には、強度、特に降伏点を高めた鋼板が適用されてきている。側面衝突時に変形する部品において材料の降伏点が重要な理由は、衝突時にできるだけ部品の変形を抑制する必要があるためである。
【０００４】
しかしながら、一般的に鋼板の強度を上げると延性が低下しプレス成形性が劣化する。そのために、部品の断面形状を簡素化する必要が生じたり、さらには成形が不可能なために比較的強度の低い鋼板を使用せざるを得ない等、不都合が生じている。
【０００５】
現在、自動車車体用には、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＡ２００１「自動車用冷間圧延鋼板および鋼帯」に記載された各種鋼板が広く使用されている。特に、センターピラー等の側面衝突対応部品には、引張強度が５９０ＭＰａや、７８０ＭＰａクラスの鋼板が広く適用されている。したがって、さらに強度の高い鋼板を使用することができれば、衝突時の車体の変形を抑制し、乗員への危害を低減できる。あるいは、板厚を低減して軽量化を図ることが可能である。しかしながら、それを実現するのは容易ではない。上記のような引張強度が７８０ＭＰａクラスの鋼板、つまりＪＦＳＡ２００１のＪＳＣ７８０Ｙに規定された板厚１ｍｍの鋼板の全伸びは１４〜２７％とされ、中央値で約２１％である。したがって、現状でＪＳＣ７８０Ｙを適用している部品においては、２０％程度以上の伸びを有する鋼板でなければ、代替鋼板としての適用は難しい。
【０００６】
ＪＦＳＡ２００１の中で最も強度が高い鋼種はＪＳＣ１１８０Ｙであり、板厚１ｍｍの当該鋼種の場合、降伏点は８２５〜１２１５ＭＰａであるが、全伸びは６〜１７％にすぎない。本発明者が実際にＪＳＣ１１８０Ｙを用いてＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片によって引張試験を行ったところ、全伸びは８％程度であった。この程度の全伸びでは、ＪＳＣ７８０Ｙの代替鋼板としての適用は困難である。
【０００７】
なお、現状の自動車用鋼板の技術で高強度と高延性の両立が困難なのは、鋼の高強度化手法として、焼入組織強化が用いられるためである。フェライト組織のままで降伏点を１０００ＭＰａ以上に高めるのは困難であるため、鋼板を熱処理によって焼入れしマルテンサイト主体の組織としている。しかしながら、マルテンサイトは高強度である一方延性に乏しいため、鋼板の伸びも大きく劣化してしまう。
【０００８】
高強度と成形性を両立させた鋼板へのニーズは、従来から非常に高いが、フェライト主体の組織では限界があるのは、前述のとおりである。一方、オーステナイト系ステンレス鋼に代表されるオーステナイト組織は、比較的強度が高く、伸びはフェライト組織鋼に比較して良好である。ただし、オーステナイト系ステンレス鋼には、多量のＮｉやＣｒが必要であり合金コストが増大するという問題がある。合金コストを解決するために、近年、Ｎｉを低減してＭｎを多量に添加することで金属組織をオーステナイトとし、高強度と高延性の両立を図る技術が検討されている。
【０００９】
たとえば、特許文献１には、２５重量％程度のＭｎと、ＳｉとＡｌを合計で１２重量％以下の範囲で含有するオーステナイト鋼であって、ＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）およびＴＲＩＰ（変態誘起塑性）の特性を備えた鋼板が開示されている。この鋼板では、降伏点が４００ＭＰａ以上、引張強さが１１００ＭＰａに達すること、均一伸びが７０％に達し、最大伸びが９０％に達するとされている。また、特許文献２には、０．５〜２重量％のＣ、１８〜３５重量％のＭｎと、合計で１２％を超えるＡｌとＳｉを含有するデュプレックス（２相）、又はトリプレックス（３相）鋼が開示されている。さらに、特許文献３には、７〜３０％のＭｎと、合計で３．５〜１２％の範囲のＡｌとＳｉを含有する鋼を用い、常温で２〜２５％の成形を行うことにより降伏強度を上昇させる鋼の製造方法が開示されている。
【００１０】
【特許文献１】特表２００２−５０７２５１号公報（ＷＯ９９／００１５８５）
【特許文献２】特表２００５−５０４１７５号公報（ＷＯ０３／０２９５０４）
【特許文献３】特表２００６−５０９９１２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
前述の従来技術で開示されている鋼板素材は、いずれも、多量のＭｎを鋼に添加することで金属組織にオーステナイトを導入し、延性を向上させたものである。しかしながら、いずれの技術も、下記のような問題点がある。
【００１２】
特許文献１で開示されている鋼板は、伸びは非常に高いものの、降伏点は４００ＭＰａ以上とされている。前述のセンターピラー等の側面衝突対応部品においては、高い降伏点が求められており、特許文献１のような降伏点では不充分である。さらに、特許文献１では引張強さが１１００ＭＰａに達するとされているが、これも充分とはいえず、自動車車体の乗員空間をより強固にするには、さらに高い引張強度も必要となる。
【００１３】
特許文献２では、金属組織がオーステナイト単相ではなく、フェライトとオーステナイトの混合組織、もしくは、それら２相に加えてマルテンサイト相を含有させている。しかしながら、得られる鋼板の特性は、４００ＭＰａを超える流動応力、冷間帯鋼（コールドストリップ）の強度は９００ＭＰａ、最大伸びは７０％とされており、特許文献１の場合と同様に、強度の要求に対して不充分である。
【００１４】
特許文献３に開示された技術は、高Ｍｎを含有するオーステナイト鋼板を用いて常温で成形をすることで、降伏強度および引張強度を高める製造方法である。特許文献３の表１には、実施例として、２５．９％Ｍｎを含有する鋼を種々の圧延率で冷間圧延したときの材料特性が開示されている。圧延率が５０％の場合には、０．２％流動応力が１０５１ＭＰａまで上昇しているが、伸びは５％程度まで大幅に劣化しており、これではプレス成形には不適である。特許文献３において２０％以上の伸びを確保しようとすれば圧延率を下げる必要があり、その場合の０．２％流動応力は１０００ＭＰａまでは達していない。
【００１５】
以上のように、オーステナイト鋼板であっても、降伏点を１０００ＭＰａ以上とし全伸びを２０％以上とすることは不可能である。本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであり、成分および製造条件の適正化により、プレス成形が容易な充分な伸びと、衝突性能を確保するための高い降伏点および引張強度とを共に備える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している。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者は、降伏点を高めながら、同時に伸びを確保できる高強度鋼板について研究を重ねた。その結果、金属組織はオーステナイトとしながらも、Ｎｉ等量とＣｒ等量で規定される合金成分範囲の適正化によって、ひずみ誘起マルテンサイト変態の生じ易さを適切に制御した。すなわち、ひずみ誘起マルテンサイト変態の起こらない温度域で所定の範囲の圧延率で圧延することによって、降伏点を上げながらもオーステナイトのまま保持するようにした。これによって、室温でのプレス成形時には激しいひずみ誘起マルテンサイト変態が起こり、鋼を著しく加工硬化させる。プレス成形している間にひずみ誘起マルテンサイト変態が起こると、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）により大きな加工硬化が生じる。本発明の高強度鋼板は、特許文献３に開示された技術とは異なり、冷間圧延などの予加工によって降伏強度を高めていながら、プレス成形時の大きな加工硬化によってさらに引張強度が上昇してゆく。このため、局所的な塑性くびれが生じ難く、結果として高強度と高いプレス成形性が同時に達成される。引張試験時にも同じ現象によって高強度と高延性が同時に達成される。本発明者等による以上の検討により、高降伏点、高引張強度、および高延性を両立した高強度鋼板が得られることが判明した。
【００１７】
本発明の高強度鋼板は上記知見に基づいてなされたもので、重量％で、０．２５％以上０．５％以下のＣ、４％以上１４％以下のＭｎ、６．５％以上９．５％以下のＣｒ、０．３％以上３％以下のＳｉを含有し、下記数１を満たし、その金属組織はオーステナイトであり、降伏強度が１０００ＭＰａ以上、全伸びが２０％以上であることを特徴としている。
［数１］
１２≦２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ≦２５ （１）
１３≦３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ≦１７（２）
（ただし上式の元素記号は、その元素の含有量（重量％）を表す）
【００１８】
ここで、上記高強度鋼板は、０．００５％以上０．０５％以下のＮを含有することが望ましく、０．０５％以上４％以下のＡｌを含有することが望ましい。また、上記高強度鋼板は、０．１％以上４％以下のＮｉを含有することが望ましく、０．０５％以上３％以下のＭｏを含有することが望ましい。さらに、０．１％以上２％以下のＣｕを含有すると好適である。
【００１９】
また、本発明者は、上記の合金成分を有する鋼にて、高い降伏点および引張強度と高い伸びを両立させるための製造条件について鋭意研究した結果、熱間圧延の後、熱延鋼板を加熱して温間域で所定の圧延率の範囲で圧延することにより、伸びを大きく損なわずに降伏点を大幅に上昇させることができるとの知見を得た。
【００２０】
すなわち、本発明の好適な高強度鋼板では、金属組織に占めるマルテンサイトの合計含有率が１０％以下であって、圧延方向に平行な断面において測定した結晶粒径のアスペクト比が２以上である。さらに、好適な例では、引張変形させたときに引張ひずみ１％あたりのマルテンサイトの合計含有率の増加割合が０．６％以上である。
【００２１】
次に、本発明は、上記のような高強度鋼板を製造する方法であって、所定の成分を含有するスラブを熱間圧延した後に、合計圧延率Ｒ（％）と圧延温度Ｔ（℃）が下記数２を満たすように圧延を施すことを特徴としている。
［数２］
２０％≦Ｒ≦７０％ （３）
６０℃≦Ｔ≦５００℃ （４）
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、降伏点が１０００ＭＰａ以上、引張強度１２００ＭＰａ以上、全伸び２０％以上という、従来の高Ｍｎオーステナイト鋼板では得られなかった良好な強度延性バランスを有する鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】Ｃｒ等量およびＮｉ等量と金属組織との関係を表したシェフラー組織図である。
【図２】圧延率と引張試験における全伸びとの関係を示すグラフである。
【図３】圧延率と引張試験における降伏点との関係を示すグラフである。
【図４】降伏点と全伸びとの関係を示すグラフである。
【図５】本発明の実施例における鋼板の圧延方向と平行な断面の光学顕微鏡写真である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
まず、本発明の合金成分について説明する。本発明の高強度鋼の金属組織は、実質的にオーステナイト単相であるが、素材の変形によってオーステナイトがマルテンサイトに変態し易く、したがって、高い加工硬化を有するために引張強度が高いことが特徴である。その一方で、オーステナイトが不安定であると、製造工程において容易にマルテンサイト組織、もしくはマルテンサイトとオーステナイトの混合組織となってしまい、目的のオーステナイト組織は得られない。逆にオーステナイトが安定過ぎると、プレス成形時のＴＲＩＰ（変態誘起塑性）による大きな加工硬化は望めず、高強度を得ることができない。したがって、オーステナイトの安定度を適切な範囲に調整し、目的のオーステナイト組織を得るために、合金成分を適正な範囲に調整する必要がある。
【００２５】
本発明においては、下記により表されるＣｒ等量およびＮｉ等量を適切な範囲に調整することで、適度な安定度を有するオーステナイト組織を得ることができる。
Ｃｒ等量：２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ
Ｎｉ等量：３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ
【００２６】
具体的には、下記数３を満たすように合金成分を調整することで、安定度が適切な範囲に調整されたオーステナイト組織を有する鋼板が得られる。
［数３］
１２≦２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ≦２５ （１）
１３≦３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ≦１７（２）
（ただし上式の元素記号は、その元素の含有量（重量％）を表す）
【００２７】
図１は、Ｃｒ等量およびＮｉ等量と金属組織との関係を表した相図であり、シェフラー組織図である。矩形の範囲が本発明である。図１から、本発明の金属組織は、オーステナイト単相域からオーステナイト＋マルテンサイトの領域にかけての範囲であることが判る。そして、図１から判るように、式（１）の値が１２を下回ると、変形能に乏しいマルテンサイトの割合が増加するために伸びが低下し、２５を上回ると、目的のオーステナイト組織ではあるが、オーステナイトが安定過ぎるために高い加工硬化を望めず、高強度を得ることができない。同様に、式（２）の値が１３を下回ると、マルテンサイトの割合が増加して伸びを低下させ、１７を上回ると、オーステナイトが安定過ぎるために高い加工硬化を望めず、高強度を得ることができない。
【００２８】
なお、矩形の範囲に合金成分を調整するもう一つの理由は、積層欠陥エネルギーの調整である。本発明の高強度鋼板においては、室温での変形時に、オーステナイトのひずみ誘起マルテンサイト変態を起こしやすくすることで、大きな加工硬化を発生させる。これにより、本発明では、高い降伏点と高い伸びを両立させている。たとえば、特許文献１に記載された鋼板は、ＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）およびＴＲＩＰ（変態誘起塑性）の特性を備えているとされているが、ＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）が生じると、延性は高いものの、大きな加工硬化は得られない。その理由は、双晶は面心立方格子（ｆｃｃ）の積層欠陥の一種であり、一般のすべり変形のように導入された転位の相互作用といった現象が起こらないために、加工硬化にはあまり寄与しないためである。
【００２９】
本発明の高強度鋼板では、Ｃｒ等量とＮｉ等量との関係を規定することにより、オーステナイト組織でありながら、ＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）の効果はできるだけ抑制し、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）の効果を高めているため、加工硬化が非常に大きくなって材料強度を高めることができ、伸びも充分に確保できる。
【００３０】
そのような変形態様に影響する因子として重要なのが積層欠陥エネルギーである。金属便覧（日本金属学会編）の５３５頁に記載されているように、オーステナイトの積層欠陥エネルギーが低いほど、εマルテンサイトが生成しやすい。εマルテンサイトは最密六方格子（ｈｃｐ）であり、双晶と同様、面心立方格子の積層欠陥の一種であるため、加工硬化はそれほど期待できない。すなわち、積層欠陥エネルギーが低いということは、積層欠陥を形成してもエネルギー的にそれほど不利ではないために、εマルテンサイトや双晶が生成し易い。なお特許文献１で開示されたＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）およびＴＲＩＰ（変態誘起塑性）の特性を備えた鋼板の積層欠陥エネルギーは２４ｍＪ／ｍ２弱程度である。
【００３１】
それに対して本発明の高強度鋼板では、積層欠陥エネルギーを大きく低下させる元素であるＭｎの含有量を特許文献１に開示された鋼板よりも少なくしているために、積層欠陥エネルギーが３５ｍＪ／ｍ２程度よりも高い値となる。そのため双晶変形やεマルテンサイトヘの変態は抑制され、α’マルテンサイトへの変態が顕著となる。α’マルテンサイトは、フェライト鋼の焼入組織と同じものであるが、オーステナイトとは結晶構造がまったく異なる体心正方格子（ｂｃｔ）であり、体積膨張を伴うことと非常に硬いという特徴を持つ。したがって、本発明の高強度鋼板は、非常に大きな加工硬化特性を有している。
【００３２】
ここで、上記（１）式および（２）式に加えて、各合金元素ごとに好適な上限値および下限値が存在する。その限定理由について、以下に詳述する。なお、以下の説明において「％」は「重量％」を意味するものとする。
【００３３】
Ｃ：０．２〜０．５％
Ｃは、オーステナイト形成元素であり、安価なため積極的に添加する。添加量が０．２５％未満ではオーステナイトの安定度が不充分であり、また０．５％を超えると、逆にオーステナイトが安定化し、加工誘起マルテンサイト変態が不充分なため、充分な加工硬化を得ることができない。よって、Ｃの添加量は０．２５％以上０．５％以下であることが望ましい。
【００３４】
Ｃｒ：６．５〜９．５％
Ｃｒは、上記Ｃｒ等量を調整して金属組織を最適化するために必要である。添加量が６．５％未満では、準安定オーステナイトにならない。また、Ｃｒの添加量が９．５％を超えると、逆にフェライトを安定化してしまう。よって、Ｃｒの添加量は、６．５％以上９．５％以下が望ましい。
【００３５】
Ｎ：０．００５〜０．０５％
Ｎは、Ｃと同様、準安定オーステナイトを形成させる元素であるため、必要に応じて添加する。Ｎの添加量が０．００５％未満では上記作用が不充分となる。一方、Ｎの添加量が０．０５％を超えると、合金組成によっては窒化物が析出して上記作用が飽和するとともに延性を低下させる。よって、Ｎの添加量は０．００５％以上０．０５％以下が望ましい。
【００３６】
Ｍｎ：４〜１４％
Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であるため、必要な準安定オーステナイトを得るために添加する。添加量が４％未満では、通常の鋼に添加されるレベルとの差が小さく効果が不充分となる。一方、Ｍｎの添加量が１４％を超えると、オーステナイトが安定化して、ひずみ誘起変態（ＴＲＩＰ）効果が得られなくなる。よって、Ｍｎの添加量は４％以上１４％以下が望ましい。
【００３７】
Ｎｉ：０．１〜４％
Ｎｉは、Ｍｎと同じく準安定オーステナイトを生成させる元素であるが、高価なため、通常は添加しない。しかし、Ｍｎよりも鋼の延性を向上させる効果が高いため、特に延性を必要とする場合は、Ｍｎに代替して添加する。添加量が０．１％未満では上記効果が不充分となる。一方、Ｎｉの添加量が４％を超えると、オーステナイト系ステンレス鋼に添加される量に近くなり、鋼のコストを大幅に上昇させる。よって、Ｎｉの添加量は０．１％以上４％以下が望ましい。
【００３８】
Ｓｉ：０．３〜３％
Ｓｉは、その添加量を調整することで上記Ｃｒ等量を調整することができるとともに、固溶強化の作用を有する。さらに、Ｍｏと共存する場合は析出物（Ｍｏ３ＳｉまたはＭｏＳｉ２）として鋼の強度を向上させるため、必要な強度に応じて添加する。Ｓｉの添加量は、通常の鋼に含有されるレベルの０．３％未満では上記効果が不充分となる。一方、Ｓｉの添加量が３％を超えると、溶接性を低下させる。よって、Ｓｉの添加量は、０．３％以上３％以下が望ましい。
【００３９】
Ａｌ：０．０５〜４％
Ａｌは、準安定オーステナイトを形成させる元素であり、Ｃｒに替えて添加することができる。Ａｌの添加量が通常のキルド鋼に含有されるレベルの０．０５％未満では、上記効果が不充分となる。一方、Ａｌの添加量が４％を超えると、オーステナイトを不安定にし、フェライトを形成する。よって、Ａｌの添加量は、０．０５％以上４％以下が望ましい。
【００４０】
Ｍｏ：０．０５〜３％
Ｍｏは、鋼中のＳｉと結合してＭｏ３Ｓｉ、ＭｏＳｉ２などの析出物を形成し、鋼の強度を上昇させるため、必要に応じて添加する。Ｍｏの添加量が通常の鋼に含有されるレベルの０．０５％未満では上記効果が不充分となる。一方、Ｍｏの添加量が３％を超えると、鋼の製造コストを大幅に上昇させる。よって、Ｍｏの添加量は、０．０５％以上３％以下が望ましい。
【００４１】
Ｃｕ：０．１〜２％
Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、Ｎｉ等量の調整のために、必要に応じて添加する。Ｃｕの添加量が通常の鋼に含有されるレベルの０．１％未満では上記効果が不充分となる。一方、Ｃｕの添加量が２％を超えると、オーステナイトを安定化しすぎるとともに鋼の製造コストを大幅に上昇させる。よって、Ｃｕの添加量は０．１％以上２％以下が望ましい。
【００４２】
次に、本発明の高強度鋼板の金属組織について説明する。前述のように合金成分を調整することによって、実質的にオーステナイト組織でありかつ、変形時にはひずみ誘起マルテンサイト変態を生じるために伸びが高いという特性を高強度鋼板に付与することができる。
【００４３】
これに加えて、高降伏点という要求に対しては、素材を圧延して加工ひずみを付与することで目的を達成することができる。一般的に、鋼の降伏点を効率よく高めるためには、素材に対して圧延などの方法で加工を施せばよい。しかしながら、本発明の高強度鋼板のように、オーステナイトの歪み誘起マルテンサイト変態が生じやすい鋼板に室温で加工を加えると、延性が大きく劣化する。たとえば、特許文献３に記載されているように、高Ｍｎオーステナイト鋼の降伏点を高めるために冷間加工を施した場合、加工率が３０％を超えると急激に延性が劣化する。このため、加工率には上限があり、したがって、得られる降伏点もそれほど高くない。
【００４４】
これは、冷間圧延によってひずみを付与すると、その段階でオーステナイトは容易にマルテンサイトに変態するため、冷間圧延後の鋼板には充分な量のオーステナイトが残らず、本発明の特徴であるＴＲＩＰ(変態誘起塑性)による高い加工硬化が得られなくなるためである。
【００４５】
そのため、本発明においては、素材にひずみを付与する際、マルテンサイト変態が生じず、かつ圧延中の再結晶も生じない温度域で圧延を行う。これにより、ひずみを付与して降伏点を高めながら、かつ、ほとんどのオーステナイトが変態せずに残った組織となる。
【００４６】
上記のような圧延は、結晶粒径のアスペクト比および、マルテンサイトの含有量で規定することが可能である。すなわち、本発明の高強度鋼板においては、金属組織における結晶粒径のアスペクト比が２以上であり、かつマルテンサイトの含有量が１０％以下となるようにする。
【００４７】
ここで、アスペクト比の測定方法について詳述する。圧延方向と平行な断面を観察できるように鋼板を切断して樹脂埋め等を行い、ナイタール、ピクリン酸、もしくはマーブル腐食液などのエッチング液を用いて金属組織を出現させる。これを光学顕微鏡またはＳＥＭにて観察し、倍率２００倍〜２０００倍程度の組織写真を得る。写真において、圧延方向と直角な方向に任意に引いた直線によって結晶粒が切断された際の切片長さの平均値をｄＴとし、圧延方向と平行な方向に任意に引いた直線によって結晶粒が切断された際の切片長さの平均値をｄＬとしたときの、ｄＬ／ｄＴをアスペクト比と定義する。アスペクト比が大きいことは、圧延中の再結晶による組織変化を生じずに結晶粒が伸びている、すなわち圧延により加工ひずみが付与されていることを表している。
【００４８】
上記の圧延の後において、ほとんどのオーステナイトが変態せずに残った状態でなければ本発明の特徴である高い加工硬化が得られない。具体的には、圧延後の状態でマルテンサイトの含有率が１２％以下であれば、鋼板を変形させたときに充分に高い加工硬化を得ることができる。
【００４９】
さらに、本発明の高強度鋼板において重要な指標である高強度鋼板の変形時の加工硬化量を規定するために、高強度鋼板のマルテンサイト含有率の増加割合を規定することができる。具体的には、高強度鋼板を引っ張り変形させたときのひずみ１％あたりのマルテンサイト含有率の増加割合を、０．６％以上とする。
【００５０】
ここで、マルテンサイト含有率の測定には、たとえば鋼板の透磁率を測定して推定する方法を利用することができる。本方法は一般的に知られており、本発明の実施例においても、ドイツ ＨＥＬＭＵＴ ＦＩＳＣＨＥＲ ＧＭＢＨ＋ＣＯ 社製フェライトスコープ（ＴＭ）を用いてマルテンサイト量を測定した。正確には、本方法では、マルテンサイトとフェライトの合計含有量が得られるが、本発明の鋼板はオーステナイトか、オーステナイトが変態したマルテンサイトしか含有していないため、測定結果はマルテンサイトの含有量と見ることができる。
【００５１】
次に、本発明の鋼板を製造するための条件について詳述する。本発明では、上記のように合金成分の調整によってＣｒ等量、Ｎｉ等量、積層欠陥エネルギーを適正な範囲に調整することで、ひずみ誘起α’マルテンサイト変態を生じ易くさせ、加工硬化を大幅に高めている。しかしながら、通常の鋼板の製造プロセスのように、熱間圧延のままで製品とした場合や、熱間圧延の後に冷間圧延を施し更に焼鈍した状態で製品とした場合は、降伏点が低く要求を満足しない。このため、本発明では、圧延によりひずみを付与することで、高い降伏点を得る。この場合、前述のように、本発明の高強度鋼板においては、ひずみ誘起マルテンサイト変態の生じない温度域で圧延を施して製品とする。
【００５２】
本発明者等は、本発明の合金成分の鋼において、ひずみ誘起マルテンサイト変態を生じさせずに降伏点を効果的に上昇させる温間圧延の条件について詳細に検討し、温間圧延の圧延率を２０〜７０％、圧延温度を６０〜５００℃の範囲とすればよいことを見出した。圧延率が低いと降伏点の上昇が不充分であり、圧延率が高すぎると、マルテンサイト変態は生じていないもののオーステナイト自身の変形の限界に近づくため、伸びの劣化が顕著になるためである。また圧延温度が低すぎると、ひずみ誘起マルテンサイト変態が生じ易くなり、降伏点の上昇は得られるが製品としての延性が劣化する。圧延温度が高すぎると、温間圧延時にひずみの回復が顕著となり、降伏点の上昇が得られにくくなる。
【実施例】
【００５３】
次に、本発明の具体的な実施例を示す。表１に示す合金成分の鋼を真空溶解で溶製し、熱間圧延を行った後に、表２に示す条件で圧延を行って実施例１〜１１および比較例１〜１０の鋼板を作製した。作製した鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２０１の５号引張試験片を圧延方向と引張方向が平行になるように採取し、インストロン型引張試験機を用いて引張試験を行った。なお、表１に示す合金成分において、発明スラブ１〜４はいずれも、式（１）、（２）を満足し、比較スラブ１〜６は、式（１）、（２）のいずれかまたは両方が満たされていない。また、表２において、実施例１〜１１は式（１）〜（４）を全て満足し、比較例１〜１０は、式（１）〜（４）のいくつかが満たされていない。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
表２に、製造した熱間圧延ままの素材の機械的性質を併記する。本発明の実施例では、いずれも１０００ＭＰａ以上の降伏点と２０％以上の全伸びを有している。これに対して、比較例では、１０００ＭＰａ以上の降伏点と２０％以上の全伸びの両方を満足する性質を有するものは存在しない。
【００５７】
図２は、圧延率と引張試験における全伸びとの関係を示すグラフである。図２に示すように、圧延率を２０％以上とすることにより、全伸びを２０％以上にすることができる。また、図３は圧延率と引張試験における降伏点との関係を示すグラフである。図３に示すように、圧延率を２０％以上とすることにより、降伏点を１０００ＭＰａ以上にすることができる。そして、図２および図３をまとめて全伸びと降伏点との関係を示したものが図４である。図４に示すように、本発明によれば、降伏点が１０００ＭＰａ以上で、かつ全伸びが２０％以上という、強度と延性のバランスに非常に優れた高強度鋼板を製造することができる。
【００５８】
表３に実施例および比較例における鋼板の共存相を示す。１０００ＭＰａ以上の降伏点と２０％以上の全伸びを有する本発明の実施例では、いずれも圧延方向に平行な断面において測定した結晶粒径のアスペクト比が２以上であり、引張ひずみ１％あたりのマルテンサイトの合計含有率の増加割合が０．６％以上である。これに対して、比較例では、アスペクト比とマルテンサイトの合計含有率の増加割合のいずれかまたは両方を満足していない。図５は、実施例９の鋼板の圧延方向と平行な断面の光学顕微鏡写真であり、アスペクト比が２．７の結晶粒を参考のために示した。
【００５９】
【表３】
【産業上の利用可能性】
【００６０】
本発明の高強度鋼板は、降伏点が１０００ＭＰａ以上で２０％以上の全伸びを有するような高強度と高いプレス成形性を有するので、特に、衝突安全性に大きく影響する車体構造部品等の分野に適用することができる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、降伏点が１０００ＭＰａ以上で２０％以上の全伸びを有するような高強度と高いプレス成形性を有する高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の衝突安全性への要求が高まってきており、衝突時においても乗員の生存空間を確保し乗員を保護するための車体技術の開発が進められている。実際の自動車どうしの衝突においては、その方向は前面、側面、後面など様々であるが、乗員保護の観点から見ると、とくに側面からの衝突が重要である。その理由は、車体構造部品、この場合にはセンターピラーから乗員への距離が近いためである。
【０００３】
そのため、センターピラー等、側面衝突時に重要となる車体構造部品には、強度、特に降伏点を高めた鋼板が適用されてきている。側面衝突時に変形する部品において材料の降伏点が重要な理由は、衝突時にできるだけ部品の変形を抑制する必要があるためである。
【０００４】
しかしながら、一般的に鋼板の強度を上げると延性が低下しプレス成形性が劣化する。そのために、部品の断面形状を簡素化する必要が生じたり、さらには成形が不可能なために比較的強度の低い鋼板を使用せざるを得ない等、不都合が生じている。
【０００５】
現在、自動車車体用には、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＡ２００１「自動車用冷間圧延鋼板および鋼帯」に記載された各種鋼板が広く使用されている。特に、センターピラー等の側面衝突対応部品には、引張強度が５９０ＭＰａや、７８０ＭＰａクラスの鋼板が広く適用されている。したがって、さらに強度の高い鋼板を使用することができれば、衝突時の車体の変形を抑制し、乗員への危害を低減できる。あるいは、板厚を低減して軽量化を図ることが可能である。しかしながら、それを実現するのは容易ではない。上記のような引張強度が７８０ＭＰａクラスの鋼板、つまりＪＦＳＡ２００１のＪＳＣ７８０Ｙに規定された板厚１ｍｍの鋼板の全伸びは１４〜２７％とされ、中央値で約２１％である。したがって、現状でＪＳＣ７８０Ｙを適用している部品においては、２０％程度以上の伸びを有する鋼板でなければ、代替鋼板としての適用は難しい。
【０００６】
ＪＦＳＡ２００１の中で最も強度が高い鋼種はＪＳＣ１１８０Ｙであり、板厚１ｍｍの当該鋼種の場合、降伏点は８２５〜１２１５ＭＰａであるが、全伸びは６〜１７％にすぎない。本発明者が実際にＪＳＣ１１８０Ｙを用いてＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片によって引張試験を行ったところ、全伸びは８％程度であった。この程度の全伸びでは、ＪＳＣ７８０Ｙの代替鋼板としての適用は困難である。
【０００７】
なお、現状の自動車用鋼板の技術で高強度と高延性の両立が困難なのは、鋼の高強度化手法として、焼入組織強化が用いられるためである。フェライト組織のままで降伏点を１０００ＭＰａ以上に高めるのは困難であるため、鋼板を熱処理によって焼入れしマルテンサイト主体の組織としている。しかしながら、マルテンサイトは高強度である一方延性に乏しいため、鋼板の伸びも大きく劣化してしまう。
【０００８】
高強度と成形性を両立させた鋼板へのニーズは、従来から非常に高いが、フェライト主体の組織では限界があるのは、前述のとおりである。一方、オーステナイト系ステンレス鋼に代表されるオーステナイト組織は、比較的強度が高く、伸びはフェライト組織鋼に比較して良好である。ただし、オーステナイト系ステンレス鋼には、多量のＮｉやＣｒが必要であり合金コストが増大するという問題がある。合金コストを解決するために、近年、Ｎｉを低減してＭｎを多量に添加することで金属組織をオーステナイトとし、高強度と高延性の両立を図る技術が検討されている。
【０００９】
たとえば、特許文献１には、２５重量％程度のＭｎと、ＳｉとＡｌを合計で１２重量％以下の範囲で含有するオーステナイト鋼であって、ＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）およびＴＲＩＰ（変態誘起塑性）の特性を備えた鋼板が開示されている。この鋼板では、降伏点が４００ＭＰａ以上、引張強さが１１００ＭＰａに達すること、均一伸びが７０％に達し、最大伸びが９０％に達するとされている。また、特許文献２には、０．５〜２重量％のＣ、１８〜３５重量％のＭｎと、合計で１２％を超えるＡｌとＳｉを含有するデュプレックス（２相）、又はトリプレックス（３相）鋼が開示されている。さらに、特許文献３には、７〜３０％のＭｎと、合計で３．５〜１２％の範囲のＡｌとＳｉを含有する鋼を用い、常温で２〜２５％の成形を行うことにより降伏強度を上昇させる鋼の製造方法が開示されている。
【００１０】
【特許文献１】特表２００２−５０７２５１号公報（ＷＯ９９／００１５８５）
【特許文献２】特表２００５−５０４１７５号公報（ＷＯ０３／０２９５０４）
【特許文献３】特表２００６−５０９９１２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
前述の従来技術で開示されている鋼板素材は、いずれも、多量のＭｎを鋼に添加することで金属組織にオーステナイトを導入し、延性を向上させたものである。しかしながら、いずれの技術も、下記のような問題点がある。
【００１２】
特許文献１で開示されている鋼板は、伸びは非常に高いものの、降伏点は４００ＭＰａ以上とされている。前述のセンターピラー等の側面衝突対応部品においては、高い降伏点が求められており、特許文献１のような降伏点では不充分である。さらに、特許文献１では引張強さが１１００ＭＰａに達するとされているが、これも充分とはいえず、自動車車体の乗員空間をより強固にするには、さらに高い引張強度も必要となる。
【００１３】
特許文献２では、金属組織がオーステナイト単相ではなく、フェライトとオーステナイトの混合組織、もしくは、それら２相に加えてマルテンサイト相を含有させている。しかしながら、得られる鋼板の特性は、４００ＭＰａを超える流動応力、冷間帯鋼（コールドストリップ）の強度は９００ＭＰａ、最大伸びは７０％とされており、特許文献１の場合と同様に、強度の要求に対して不充分である。
【００１４】
特許文献３に開示された技術は、高Ｍｎを含有するオーステナイト鋼板を用いて常温で成形をすることで、降伏強度および引張強度を高める製造方法である。特許文献３の表１には、実施例として、２５．９％Ｍｎを含有する鋼を種々の圧延率で冷間圧延したときの材料特性が開示されている。圧延率が５０％の場合には、０．２％流動応力が１０５１ＭＰａまで上昇しているが、伸びは５％程度まで大幅に劣化しており、これではプレス成形には不適である。特許文献３において２０％以上の伸びを確保しようとすれば圧延率を下げる必要があり、その場合の０．２％流動応力は１０００ＭＰａまでは達していない。
【００１５】
以上のように、オーステナイト鋼板であっても、降伏点を１０００ＭＰａ以上とし全伸びを２０％以上とすることは不可能である。本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであり、成分および製造条件の適正化により、プレス成形が容易な充分な伸びと、衝突性能を確保するための高い降伏点および引張強度とを共に備える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している。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者は、降伏点を高めながら、同時に伸びを確保できる高強度鋼板について研究を重ねた。その結果、金属組織はオーステナイトとしながらも、Ｎｉ等量とＣｒ等量で規定される合金成分範囲の適正化によって、ひずみ誘起マルテンサイト変態の生じ易さを適切に制御した。すなわち、ひずみ誘起マルテンサイト変態の起こらない温度域で所定の範囲の圧延率で圧延することによって、降伏点を上げながらもオーステナイトのまま保持するようにした。これによって、室温でのプレス成形時には激しいひずみ誘起マルテンサイト変態が起こり、鋼を著しく加工硬化させる。プレス成形している間にひずみ誘起マルテンサイト変態が起こると、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）により大きな加工硬化が生じる。本発明の高強度鋼板は、特許文献３に開示された技術とは異なり、冷間圧延などの予加工によって降伏強度を高めていながら、プレス成形時の大きな加工硬化によってさらに引張強度が上昇してゆく。このため、局所的な塑性くびれが生じ難く、結果として高強度と高いプレス成形性が同時に達成される。引張試験時にも同じ現象によって高強度と高延性が同時に達成される。本発明者等による以上の検討により、高降伏点、高引張強度、および高延性を両立した高強度鋼板が得られることが判明した。
【００１７】
本発明の高強度鋼板は上記知見に基づいてなされたもので、重量％で、０．２５％以上０．５％以下のＣ、４％以上１４％以下のＭｎ、６．５％以上９．５％以下のＣｒ、０．３％以上３％以下のＳｉを含有し、下記数１を満たし、その金属組織はオーステナイトであり、降伏強度が１０００ＭＰａ以上、全伸びが２０％以上であることを特徴としている。
［数１］
１２≦２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ≦２５ （１）
１３≦３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ≦１７（２）
（ただし上式の元素記号は、その元素の含有量（重量％）を表す）
【００１８】
ここで、上記高強度鋼板は、０．００５％以上０．０５％以下のＮを含有することが望ましく、０．０５％以上４％以下のＡｌを含有することが望ましい。また、上記高強度鋼板は、０．１％以上４％以下のＮｉを含有することが望ましく、０．０５％以上３％以下のＭｏを含有することが望ましい。さらに、０．１％以上２％以下のＣｕを含有すると好適である。
【００１９】
また、本発明者は、上記の合金成分を有する鋼にて、高い降伏点および引張強度と高い伸びを両立させるための製造条件について鋭意研究した結果、熱間圧延の後、熱延鋼板を加熱して温間域で所定の圧延率の範囲で圧延することにより、伸びを大きく損なわずに降伏点を大幅に上昇させることができるとの知見を得た。
【００２０】
すなわち、本発明の好適な高強度鋼板では、金属組織に占めるマルテンサイトの合計含有率が１０％以下であって、圧延方向に平行な断面において測定した結晶粒径のアスペクト比が２以上である。さらに、好適な例では、引張変形させたときに引張ひずみ１％あたりのマルテンサイトの合計含有率の増加割合が０．６％以上である。
【００２１】
次に、本発明は、上記のような高強度鋼板を製造する方法であって、所定の成分を含有するスラブを熱間圧延した後に、合計圧延率Ｒ（％）と圧延温度Ｔ（℃）が下記数２を満たすように圧延を施すことを特徴としている。
［数２］
２０％≦Ｒ≦７０％ （３）
６０℃≦Ｔ≦５００℃ （４）
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、降伏点が１０００ＭＰａ以上、引張強度１２００ＭＰａ以上、全伸び２０％以上という、従来の高Ｍｎオーステナイト鋼板では得られなかった良好な強度延性バランスを有する鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】Ｃｒ等量およびＮｉ等量と金属組織との関係を表したシェフラー組織図である。
【図２】圧延率と引張試験における全伸びとの関係を示すグラフである。
【図３】圧延率と引張試験における降伏点との関係を示すグラフである。
【図４】降伏点と全伸びとの関係を示すグラフである。
【図５】本発明の実施例における鋼板の圧延方向と平行な断面の光学顕微鏡写真である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
まず、本発明の合金成分について説明する。本発明の高強度鋼の金属組織は、実質的にオーステナイト単相であるが、素材の変形によってオーステナイトがマルテンサイトに変態し易く、したがって、高い加工硬化を有するために引張強度が高いことが特徴である。その一方で、オーステナイトが不安定であると、製造工程において容易にマルテンサイト組織、もしくはマルテンサイトとオーステナイトの混合組織となってしまい、目的のオーステナイト組織は得られない。逆にオーステナイトが安定過ぎると、プレス成形時のＴＲＩＰ（変態誘起塑性）による大きな加工硬化は望めず、高強度を得ることができない。したがって、オーステナイトの安定度を適切な範囲に調整し、目的のオーステナイト組織を得るために、合金成分を適正な範囲に調整する必要がある。
【００２５】
本発明においては、下記により表されるＣｒ等量およびＮｉ等量を適切な範囲に調整することで、適度な安定度を有するオーステナイト組織を得ることができる。
Ｃｒ等量：２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ
Ｎｉ等量：３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ
【００２６】
具体的には、下記数３を満たすように合金成分を調整することで、安定度が適切な範囲に調整されたオーステナイト組織を有する鋼板が得られる。
［数３］
１２≦２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ≦２５ （１）
１３≦３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ≦１７（２）
（ただし上式の元素記号は、その元素の含有量（重量％）を表す）
【００２７】
図１は、Ｃｒ等量およびＮｉ等量と金属組織との関係を表した相図であり、シェフラー組織図である。矩形の範囲が本発明である。図１から、本発明の金属組織は、オーステナイト単相域からオーステナイト＋マルテンサイトの領域にかけての範囲であることが判る。そして、図１から判るように、式（１）の値が１２を下回ると、変形能に乏しいマルテンサイトの割合が増加するために伸びが低下し、２５を上回ると、目的のオーステナイト組織ではあるが、オーステナイトが安定過ぎるために高い加工硬化を望めず、高強度を得ることができない。同様に、式（２）の値が１３を下回ると、マルテンサイトの割合が増加して伸びを低下させ、１７を上回ると、オーステナイトが安定過ぎるために高い加工硬化を望めず、高強度を得ることができない。
【００２８】
なお、矩形の範囲に合金成分を調整するもう一つの理由は、積層欠陥エネルギーの調整である。本発明の高強度鋼板においては、室温での変形時に、オーステナイトのひずみ誘起マルテンサイト変態を起こしやすくすることで、大きな加工硬化を発生させる。これにより、本発明では、高い降伏点と高い伸びを両立させている。たとえば、特許文献１に記載された鋼板は、ＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）およびＴＲＩＰ（変態誘起塑性）の特性を備えているとされているが、ＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）が生じると、延性は高いものの、大きな加工硬化は得られない。その理由は、双晶は面心立方格子（ｆｃｃ）の積層欠陥の一種であり、一般のすべり変形のように導入された転位の相互作用といった現象が起こらないために、加工硬化にはあまり寄与しないためである。
【００２９】
本発明の高強度鋼板では、Ｃｒ等量とＮｉ等量との関係を規定することにより、オーステナイト組織でありながら、ＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）の効果はできるだけ抑制し、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）の効果を高めているため、加工硬化が非常に大きくなって材料強度を高めることができ、伸びも充分に確保できる。
【００３０】
そのような変形態様に影響する因子として重要なのが積層欠陥エネルギーである。金属便覧（日本金属学会編）の５３５頁に記載されているように、オーステナイトの積層欠陥エネルギーが低いほど、εマルテンサイトが生成しやすい。εマルテンサイトは最密六方格子（ｈｃｐ）であり、双晶と同様、面心立方格子の積層欠陥の一種であるため、加工硬化はそれほど期待できない。すなわち、積層欠陥エネルギーが低いということは、積層欠陥を形成してもエネルギー的にそれほど不利ではないために、εマルテンサイトや双晶が生成し易い。なお特許文献１で開示されたＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）およびＴＲＩＰ（変態誘起塑性）の特性を備えた鋼板の積層欠陥エネルギーは２４ｍＪ／ｍ２弱程度である。
【００３１】
それに対して本発明の高強度鋼板では、積層欠陥エネルギーを大きく低下させる元素であるＭｎの含有量を特許文献１に開示された鋼板よりも少なくしているために、積層欠陥エネルギーが３５ｍＪ／ｍ２程度よりも高い値となる。そのため双晶変形やεマルテンサイトヘの変態は抑制され、α’マルテンサイトへの変態が顕著となる。α’マルテンサイトは、フェライト鋼の焼入組織と同じものであるが、オーステナイトとは結晶構造がまったく異なる体心正方格子（ｂｃｔ）であり、体積膨張を伴うことと非常に硬いという特徴を持つ。したがって、本発明の高強度鋼板は、非常に大きな加工硬化特性を有している。
【００３２】
ここで、上記（１）式および（２）式に加えて、各合金元素ごとに好適な上限値および下限値が存在する。その限定理由について、以下に詳述する。なお、以下の説明において「％」は「重量％」を意味するものとする。
【００３３】
Ｃ：０．２〜０．５％
Ｃは、オーステナイト形成元素であり、安価なため積極的に添加する。添加量が０．２５％未満ではオーステナイトの安定度が不充分であり、また０．５％を超えると、逆にオーステナイトが安定化し、加工誘起マルテンサイト変態が不充分なため、充分な加工硬化を得ることができない。よって、Ｃの添加量は０．２５％以上０．５％以下であることが望ましい。
【００３４】
Ｃｒ：６．５〜９．５％
Ｃｒは、上記Ｃｒ等量を調整して金属組織を最適化するために必要である。添加量が６．５％未満では、準安定オーステナイトにならない。また、Ｃｒの添加量が９．５％を超えると、逆にフェライトを安定化してしまう。よって、Ｃｒの添加量は、６．５％以上９．５％以下が望ましい。
【００３５】
Ｎ：０．００５〜０．０５％
Ｎは、Ｃと同様、準安定オーステナイトを形成させる元素であるため、必要に応じて添加する。Ｎの添加量が０．００５％未満では上記作用が不充分となる。一方、Ｎの添加量が０．０５％を超えると、合金組成によっては窒化物が析出して上記作用が飽和するとともに延性を低下させる。よって、Ｎの添加量は０．００５％以上０．０５％以下が望ましい。
【００３６】
Ｍｎ：４〜１４％
Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であるため、必要な準安定オーステナイトを得るために添加する。添加量が４％未満では、通常の鋼に添加されるレベルとの差が小さく効果が不充分となる。一方、Ｍｎの添加量が１４％を超えると、オーステナイトが安定化して、ひずみ誘起変態（ＴＲＩＰ）効果が得られなくなる。よって、Ｍｎの添加量は４％以上１４％以下が望ましい。
【００３７】
Ｎｉ：０．１〜４％
Ｎｉは、Ｍｎと同じく準安定オーステナイトを生成させる元素であるが、高価なため、通常は添加しない。しかし、Ｍｎよりも鋼の延性を向上させる効果が高いため、特に延性を必要とする場合は、Ｍｎに代替して添加する。添加量が０．１％未満では上記効果が不充分となる。一方、Ｎｉの添加量が４％を超えると、オーステナイト系ステンレス鋼に添加される量に近くなり、鋼のコストを大幅に上昇させる。よって、Ｎｉの添加量は０．１％以上４％以下が望ましい。
【００３８】
Ｓｉ：０．３〜３％
Ｓｉは、その添加量を調整することで上記Ｃｒ等量を調整することができるとともに、固溶強化の作用を有する。さらに、Ｍｏと共存する場合は析出物（Ｍｏ３ＳｉまたはＭｏＳｉ２）として鋼の強度を向上させるため、必要な強度に応じて添加する。Ｓｉの添加量は、通常の鋼に含有されるレベルの０．３％未満では上記効果が不充分となる。一方、Ｓｉの添加量が３％を超えると、溶接性を低下させる。よって、Ｓｉの添加量は、０．３％以上３％以下が望ましい。
【００３９】
Ａｌ：０．０５〜４％
Ａｌは、準安定オーステナイトを形成させる元素であり、Ｃｒに替えて添加することができる。Ａｌの添加量が通常のキルド鋼に含有されるレベルの０．０５％未満では、上記効果が不充分となる。一方、Ａｌの添加量が４％を超えると、オーステナイトを不安定にし、フェライトを形成する。よって、Ａｌの添加量は、０．０５％以上４％以下が望ましい。
【００４０】
Ｍｏ：０．０５〜３％
Ｍｏは、鋼中のＳｉと結合してＭｏ３Ｓｉ、ＭｏＳｉ２などの析出物を形成し、鋼の強度を上昇させるため、必要に応じて添加する。Ｍｏの添加量が通常の鋼に含有されるレベルの０．０５％未満では上記効果が不充分となる。一方、Ｍｏの添加量が３％を超えると、鋼の製造コストを大幅に上昇させる。よって、Ｍｏの添加量は、０．０５％以上３％以下が望ましい。
【００４１】
Ｃｕ：０．１〜２％
Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、Ｎｉ等量の調整のために、必要に応じて添加する。Ｃｕの添加量が通常の鋼に含有されるレベルの０．１％未満では上記効果が不充分となる。一方、Ｃｕの添加量が２％を超えると、オーステナイトを安定化しすぎるとともに鋼の製造コストを大幅に上昇させる。よって、Ｃｕの添加量は０．１％以上２％以下が望ましい。
【００４２】
次に、本発明の高強度鋼板の金属組織について説明する。前述のように合金成分を調整することによって、実質的にオーステナイト組織でありかつ、変形時にはひずみ誘起マルテンサイト変態を生じるために伸びが高いという特性を高強度鋼板に付与することができる。
【００４３】
これに加えて、高降伏点という要求に対しては、素材を圧延して加工ひずみを付与することで目的を達成することができる。一般的に、鋼の降伏点を効率よく高めるためには、素材に対して圧延などの方法で加工を施せばよい。しかしながら、本発明の高強度鋼板のように、オーステナイトの歪み誘起マルテンサイト変態が生じやすい鋼板に室温で加工を加えると、延性が大きく劣化する。たとえば、特許文献３に記載されているように、高Ｍｎオーステナイト鋼の降伏点を高めるために冷間加工を施した場合、加工率が３０％を超えると急激に延性が劣化する。このため、加工率には上限があり、したがって、得られる降伏点もそれほど高くない。
【００４４】
これは、冷間圧延によってひずみを付与すると、その段階でオーステナイトは容易にマルテンサイトに変態するため、冷間圧延後の鋼板には充分な量のオーステナイトが残らず、本発明の特徴であるＴＲＩＰ(変態誘起塑性)による高い加工硬化が得られなくなるためである。
【００４５】
そのため、本発明においては、素材にひずみを付与する際、マルテンサイト変態が生じず、かつ圧延中の再結晶も生じない温度域で圧延を行う。これにより、ひずみを付与して降伏点を高めながら、かつ、ほとんどのオーステナイトが変態せずに残った組織となる。
【００４６】
上記のような圧延は、結晶粒径のアスペクト比および、マルテンサイトの含有量で規定することが可能である。すなわち、本発明の高強度鋼板においては、金属組織における結晶粒径のアスペクト比が２以上であり、かつマルテンサイトの含有量が１０％以下となるようにする。
【００４７】
ここで、アスペクト比の測定方法について詳述する。圧延方向と平行な断面を観察できるように鋼板を切断して樹脂埋め等を行い、ナイタール、ピクリン酸、もしくはマーブル腐食液などのエッチング液を用いて金属組織を出現させる。これを光学顕微鏡またはＳＥＭにて観察し、倍率２００倍〜２０００倍程度の組織写真を得る。写真において、圧延方向と直角な方向に任意に引いた直線によって結晶粒が切断された際の切片長さの平均値をｄＴとし、圧延方向と平行な方向に任意に引いた直線によって結晶粒が切断された際の切片長さの平均値をｄＬとしたときの、ｄＬ／ｄＴをアスペクト比と定義する。アスペクト比が大きいことは、圧延中の再結晶による組織変化を生じずに結晶粒が伸びている、すなわち圧延により加工ひずみが付与されていることを表している。
【００４８】
上記の圧延の後において、ほとんどのオーステナイトが変態せずに残った状態でなければ本発明の特徴である高い加工硬化が得られない。具体的には、圧延後の状態でマルテンサイトの含有率が１２％以下であれば、鋼板を変形させたときに充分に高い加工硬化を得ることができる。
【００４９】
さらに、本発明の高強度鋼板において重要な指標である高強度鋼板の変形時の加工硬化量を規定するために、高強度鋼板のマルテンサイト含有率の増加割合を規定することができる。具体的には、高強度鋼板を引っ張り変形させたときのひずみ１％あたりのマルテンサイト含有率の増加割合を、０．６％以上とする。
【００５０】
ここで、マルテンサイト含有率の測定には、たとえば鋼板の透磁率を測定して推定する方法を利用することができる。本方法は一般的に知られており、本発明の実施例においても、ドイツ ＨＥＬＭＵＴ ＦＩＳＣＨＥＲ ＧＭＢＨ＋ＣＯ 社製フェライトスコープ（ＴＭ）を用いてマルテンサイト量を測定した。正確には、本方法では、マルテンサイトとフェライトの合計含有量が得られるが、本発明の鋼板はオーステナイトか、オーステナイトが変態したマルテンサイトしか含有していないため、測定結果はマルテンサイトの含有量と見ることができる。
【００５１】
次に、本発明の鋼板を製造するための条件について詳述する。本発明では、上記のように合金成分の調整によってＣｒ等量、Ｎｉ等量、積層欠陥エネルギーを適正な範囲に調整することで、ひずみ誘起α’マルテンサイト変態を生じ易くさせ、加工硬化を大幅に高めている。しかしながら、通常の鋼板の製造プロセスのように、熱間圧延のままで製品とした場合や、熱間圧延の後に冷間圧延を施し更に焼鈍した状態で製品とした場合は、降伏点が低く要求を満足しない。このため、本発明では、圧延によりひずみを付与することで、高い降伏点を得る。この場合、前述のように、本発明の高強度鋼板においては、ひずみ誘起マルテンサイト変態の生じない温度域で圧延を施して製品とする。
【００５２】
本発明者等は、本発明の合金成分の鋼において、ひずみ誘起マルテンサイト変態を生じさせずに降伏点を効果的に上昇させる温間圧延の条件について詳細に検討し、温間圧延の圧延率を２０〜７０％、圧延温度を６０〜５００℃の範囲とすればよいことを見出した。圧延率が低いと降伏点の上昇が不充分であり、圧延率が高すぎると、マルテンサイト変態は生じていないもののオーステナイト自身の変形の限界に近づくため、伸びの劣化が顕著になるためである。また圧延温度が低すぎると、ひずみ誘起マルテンサイト変態が生じ易くなり、降伏点の上昇は得られるが製品としての延性が劣化する。圧延温度が高すぎると、温間圧延時にひずみの回復が顕著となり、降伏点の上昇が得られにくくなる。
【実施例】
【００５３】
次に、本発明の具体的な実施例を示す。表１に示す合金成分の鋼を真空溶解で溶製し、熱間圧延を行った後に、表２に示す条件で圧延を行って実施例１〜１１および比較例１〜１０の鋼板を作製した。作製した鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２０１の５号引張試験片を圧延方向と引張方向が平行になるように採取し、インストロン型引張試験機を用いて引張試験を行った。なお、表１に示す合金成分において、発明スラブ１〜４はいずれも、式（１）、（２）を満足し、比較スラブ１〜６は、式（１）、（２）のいずれかまたは両方が満たされていない。また、表２において、実施例１〜１１は式（１）〜（４）を全て満足し、比較例１〜１０は、式（１）〜（４）のいくつかが満たされていない。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
表２に、製造した熱間圧延ままの素材の機械的性質を併記する。本発明の実施例では、いずれも１０００ＭＰａ以上の降伏点と２０％以上の全伸びを有している。これに対して、比較例では、１０００ＭＰａ以上の降伏点と２０％以上の全伸びの両方を満足する性質を有するものは存在しない。
【００５７】
図２は、圧延率と引張試験における全伸びとの関係を示すグラフである。図２に示すように、圧延率を２０％以上とすることにより、全伸びを２０％以上にすることができる。また、図３は圧延率と引張試験における降伏点との関係を示すグラフである。図３に示すように、圧延率を２０％以上とすることにより、降伏点を１０００ＭＰａ以上にすることができる。そして、図２および図３をまとめて全伸びと降伏点との関係を示したものが図４である。図４に示すように、本発明によれば、降伏点が１０００ＭＰａ以上で、かつ全伸びが２０％以上という、強度と延性のバランスに非常に優れた高強度鋼板を製造することができる。
【００５８】
表３に実施例および比較例における鋼板の共存相を示す。１０００ＭＰａ以上の降伏点と２０％以上の全伸びを有する本発明の実施例では、いずれも圧延方向に平行な断面において測定した結晶粒径のアスペクト比が２以上であり、引張ひずみ１％あたりのマルテンサイトの合計含有率の増加割合が０．６％以上である。これに対して、比較例では、アスペクト比とマルテンサイトの合計含有率の増加割合のいずれかまたは両方を満足していない。図５は、実施例９の鋼板の圧延方向と平行な断面の光学顕微鏡写真であり、アスペクト比が２．７の結晶粒を参考のために示した。
【００５９】
【表３】
【産業上の利用可能性】
【００６０】
本発明の高強度鋼板は、降伏点が１０００ＭＰａ以上で２０％以上の全伸びを有するような高強度と高いプレス成形性を有するので、特に、衝突安全性に大きく影響する車体構造部品等の分野に適用することができる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、０．２５％以上０．５％以下のＣ、４％以上１４％以下のＭｎ、６．５％以上９．５％以下のＣｒ、０．３％以上３％以下のＳｉを含有し、下記数１を満たし、金属組織がオーステナイトであり、降伏強度が１０００ＭＰａ以上、全伸びが２０％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
［数１］
１２≦２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ≦２５ （１）
１３≦３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ≦１７（２）
（ただし、上式の元素記号は、その元素の含有量（重量％）を表し、上式はＣｒ等量またはＮｉ等量を表す）
【請求項２】
重量％で、０．００５％以上０．０５％以下のＮ、０．０５％以上４％以下のＡｌ、０．１％以上４％以下のＮｉ、０．０５％以上３％以下のＭｏ、０．１％以上２％以下のＣｕのうち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】
金属組織に占めるマルテンサイトの合計含有率が１０％以下であって、圧延方向に平行な断面において測定した結晶粒径のアスペクト比が２以上であることを特長とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
引張変形させたときに引張ひずみ１％あたりのマルテンサイトの合計含有率の増加割合が０．６％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
所定の成分を含有するスラブを熱間圧延した後に、合計圧延率Ｒ（％）と圧延温度Ｔ（℃）が下記数２を満たすように圧延を施すことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
［数２］
２０％≦Ｒ≦７０％ （３）
６０℃≦Ｔ≦５００℃ （４）
【請求項１】
重量％で、０．２５％以上０．５％以下のＣ、４％以上１４％以下のＭｎ、６．５％以上９．５％以下のＣｒ、０．３％以上３％以下のＳｉを含有し、下記数１を満たし、金属組織がオーステナイトであり、降伏強度が１０００ＭＰａ以上、全伸びが２０％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
［数１］
１２≦２．０Ｓｉ＋５．５Ａｌ＋Ｃｒ＋１．５Ｍｏ≦２５ （１）
１３≦３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ＋Ｎｉ＋２５Ｎ≦１７（２）
（ただし、上式の元素記号は、その元素の含有量（重量％）を表し、上式はＣｒ等量またはＮｉ等量を表す）
【請求項２】
重量％で、０．００５％以上０．０５％以下のＮ、０．０５％以上４％以下のＡｌ、０．１％以上４％以下のＮｉ、０．０５％以上３％以下のＭｏ、０．１％以上２％以下のＣｕのうち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】
金属組織に占めるマルテンサイトの合計含有率が１０％以下であって、圧延方向に平行な断面において測定した結晶粒径のアスペクト比が２以上であることを特長とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
引張変形させたときに引張ひずみ１％あたりのマルテンサイトの合計含有率の増加割合が０．６％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
所定の成分を含有するスラブを熱間圧延した後に、合計圧延率Ｒ（％）と圧延温度Ｔ（℃）が下記数２を満たすように圧延を施すことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
［数２］
２０％≦Ｒ≦７０％ （３）
６０℃≦Ｔ≦５００℃ （４）
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【公表番号】特表２０１２−５０７６２０（Ｐ２０１２−５０７６２０Ａ）
【公表日】平成２４年３月２９日（２０１２．３．２９）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−５０８１４６（Ｐ２０１１−５０８１４６）
【出願日】平成２０年１１月５日（２００８．１１．５）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＪＰ２００８／００３１８８
【国際公開番号】ＷＯ２０１０／０５２７５１
【国際公開日】平成２２年５月１４日（２０１０．５．１４）
【出願人】（０００００５３２６）本田技研工業株式会社 (23,863)
【出願人】（３１１００９８８２）
【出願人】（３１１００９８９３）
【Ｆターム（参考）】
【公表日】平成２４年３月２９日（２０１２．３．２９）
【国際特許分類】
【出願日】平成２０年１１月５日（２００８．１１．５）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＪＰ２００８／００３１８８
【国際公開番号】ＷＯ２０１０／０５２７５１
【国際公開日】平成２２年５月１４日（２０１０．５．１４）
【出願人】（０００００５３２６）本田技研工業株式会社 (23,863)
【出願人】（３１１００９８８２）
【出願人】（３１１００９８９３）
【Ｆターム（参考）】
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