(57)【要約】【課題】本発明の課題は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の高強度であり、延性が高く、かつ張り出し成形性が高い、薄鋼板およびその製造方法を提供することである。【解決手段】本発明の薄鋼板は、所定の成分組成を有し、鋼板組織全体に対して、ポリゴナルフェライトの面積率が０％以上３０％以下、上部ベイナイトの面積率が５５％以上８４％以下、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率合計が０％以上３０％以下、残留オーステナイトの面積率が１５％以上４５％以下であり、残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上である。【選択図】図１
2020100894.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１７％以上０．４５％以下、
Ｓｉ：１．２％以上２．２％以下、
Ｍｎ：０．８％以上３．６％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．７０％以下、および
Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織全体に対して、ポリゴナルフェライトの面積率が０％以上３０％以下、上部ベイナイトの面積率が５５％以上８４％以下、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率合計が０％以上３０％以下、残留オーステナイトの面積率が１５％以上４５％以下であり、
残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上である薄鋼板。
【請求項２】
前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．２％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．２％以下、
Ｖ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．００１％以上０．５％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、および
Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の薄鋼板。
【請求項３】
前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、
ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、
Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、および
Ｃａ：０．０００２％以上０．０５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または請求項２に記載の薄鋼板。
【請求項４】
表面にめっき層を有する、請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の薄鋼板。
【請求項５】
請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し、前記冷間圧延後の冷延鋼板を７８０℃以上まで加熱した後、冷却開始温度から５００℃までの温度域を平均冷却速度７℃／ｓ以上で冷却し、次いで、５００℃から２００℃までの温度域を平均冷却速度０．０２℃／ｓ以上５℃／ｓ以下で冷却する、薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用骨格部材の素材に適する薄鋼板およびその製造方法に関する。より詳細には、本発明は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の高強度であり、延性が高く、かつ張り出し成形性が高い、薄鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
【０００３】
一般に、鋼板の高強度化にともない成形性は悪化する傾向にあるため、高強度鋼板の普及をさらに拡大させるには、成形性の改善が必須である。成形性を改善する手法として残留オーステナイトを活用したＴＲＩＰ鋼板についてこれまでに様々な技術が公知となっている。
【０００４】
例えば、特許文献１では、フェライトが平均結晶粒径３μｍ以下かつ体積分率５％以下、残留オーステナイトが体積分率１０〜２０％、マルテンサイトが平均結晶粒径４μｍ以下かつ体積分率２０％以下、かつ、残部にベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのうち少なくとも一方を含み、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内１００μｍ２当たりにおける粒径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の平均粒子数が３０個以上のセメンタイト粒子を析出させることで、伸びと伸びフランジ性に優れ、かつ高降伏比を有する、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の鋼板が得られるとしている。
【０００５】
特許文献２および３では、それぞれフェライト分率が５％以下もしくはフェライト分率が５％超え５０％以下で、残留オーステナイト量が１０％以上としたうえで、残留オーステナイトとマルテンサイトの複合組織であるＭＡを微細化し、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトを増加させることで、伸び、穴広げ性、かつ深絞り性の優れた鋼板が得られるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】国際公開第２０１５／１１５０５９号
【特許文献２】特開２０１７−２１４６４８号公報
【特許文献３】特開２０１７−２１４６４７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１で提案された技術では、延性の乏しい多量の焼き戻しマルテンサイトを含むため、本発明で求める延性や張り出し性を得ることができないという課題がある。
【０００８】
特許文献２で提案された技術も同様に、焼き戻しマルテンサイトを多量に必要とする。さらに、再加熱時にセメンタイトが析出するため、残留オーステナイト中のＣ濃化が所望量得られず、延性が低下する課題もある。これは、特許文献３や従来のＴＲＩＰ鋼の製造方法の多くも同様である。
【０００９】
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の高強度であり、延性が高く、かつ張り出し成形性が高い、薄鋼板およびその製造方法を提供することである。
本発明でいう延性が高いとは、［引張強さ（ＴＳ）］×［均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）］が２００００ＭＰａ・％以上であることをいう。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは上記課題を解決するために、ＴＲＩＰ鋼板における高延性化および張り出し成形性の向上を達成する要件について鋭意検討した。本件で対象とする薄鋼板の板厚は、０．４ｍｍ以上２．６ｍｍ以下である。ＴＲＩＰ鋼板の高延性化および高加工性（高い張出し成形性）には、残留オーステナイト量と加工にともなう残留オーステナイトを安定化させる残留オーステナイト中のＣ濃度が重要である。さらに、これまでのＴＲＩＰ鋼の常識であった低延性のマルテンサイト組織の低減を同時に検討した。本発明者らは、上部ベイナイトを最大限活用することを着想し、鋭意検討を行った結果、以下が本発明の要件であることが判明した。
【００１１】
上部ベイナイト変態によって未変態のオーステナイトにＣ濃化が促進されるが、等温保持ではＣ濃化にともないγ／α界面移動の駆動力が失われ、上部ベイナイトは充分得られない。
【００１２】
上部ベイナイト変態中に緩冷却により変態温度を低温化させることで変態の駆動力が上昇し、Ｃ濃化によるγ／α界面停留を回避することができ、上部ベイナイトが最大限得られるうえ、残留オーステナイト中のＣが高濃度化する。
【００１３】
上記緩冷却は等温保持と急冷の繰り返しでも、連続緩冷却でも良いが、いずれの場合も界面移動速度とＣ拡散速度が同等となるよう制御する必要がある。また、平均冷却速度が速すぎる場合は上部ベイナイト変態速度が冷却に対して追いつかず、未変態オーステナイトにＣ濃化が不十分となることから、マルテンサイトが増加し延性が低下する。一方、平均冷却速度が遅すぎる場合は、オーステナイトがセメンタイトに分解し、所望のＣ濃度が得られなくなる。そのため、冷却速度には適度な範囲があることがわかった。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
【００１４】
［１］質量％で、
Ｃ：０．１７％以上０．４５％以下、
Ｓｉ：１．２％以上２．２％以下、
Ｍｎ：０．８％以上３．６％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．７０％以下、および
Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織全体に対して、ポリゴナルフェライトの面積率が０％以上３０％以下、上部ベイナイトの面積率が５５％以上８４％以下、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率合計が０％以上３０％以下、残留オーステナイトの面積率が１５％以上４５％以下であり、
残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上である薄鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．２％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．２％以下、
Ｖ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．００１％以上０．５％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、および
Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［１］に記載の薄鋼板。
［３］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、
ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、
Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、および
Ｃａ：０．０００２％以上０．０５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［１］または［２］に記載の薄鋼板。
［４］表面にめっき層を有する、［１］から［３］までのいずれか一つに記載の薄鋼板。
［５］［１］から［３］までのいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し、前記冷間圧延後の冷延鋼板を７８０℃以上まで加熱した後、冷却開始温度から５００℃までの温度域を平均冷却速度７℃／ｓ以上で冷却し、次いで、５００℃から２００℃までの温度域を平均冷却速度０．０２℃／ｓ以上５℃／ｓ以下で冷却する、薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によると、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の高強度であり、延性が高く、かつ張り出し成形性が高い、薄鋼板およびその製造方法を提供することができる。本発明の薄鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化を実現できる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】薄鋼板の鋼組織を観察した一例を示すＳＥＭ写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されない。
【００１８】
本発明の薄鋼板の成分組成、金属組織構成の順で説明する。下記の成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
【００１９】
＜薄鋼板の成分組成＞
鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．１７％以上０．４５％以下、Ｓｉ：１．２％以上２．２％以下、Ｍｎ：０．８％以上３．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．７０％以下、およびＮ：０．００６％以下を満たす範囲で含有する。以下の各成分を説明する。
【００２０】
Ｃ：０．１７％以上０．４５％以下
Ｃは、鋼板の高強度化に寄与するうえ、残留オーステナイトの安定性を高め延性を上昇させる効果がある。本発明で所望とする特性を得るには、０．１７％以上のＣを含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量が０．４５％を上回ると、変態中γ／α界面に堆積するＣ濃度が高くなりすぎ、十分な上部ベイナイトが得られなくなる。そのため、Ｃ含有量の範囲を０．１７％以上０．４５％以下とした。Ｃ含有量は、好ましくは０．２１％以上０．４３％以下、より好ましくは０．２２％以上０．４２％以下である。
【００２１】
Ｓｉ：１．２％以上２．２％以下
Ｓｉは鋼板の伸びを上昇させ、セメンタイト析出を抑制し、残留オーステナイトを得るために有効な元素である。上記観点から、少なくともＳｉは１．２％以上を含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．２％を上回ると、化成処理性が悪化し、自動車用部材として適さなくなるため、Ｓｉ含有量の上限を２．２％とした。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．３％以上２．１％以下である。
【００２２】
Ｍｎ：０．８％以上３．６％以下
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、焼入性を向上させる効果がある。焼鈍中および焼鈍直後の平均冷却速度７℃／ｓの冷却で所望のフェライト面積率に制御するには０．８％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．６％を上回ると、焼入性が高くなりすぎ、上部ベイナイトが得られなくなる。以上から、Ｍｎ含有量は、０．８％以上３．６％以下とした。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．０％以上３．３％以下である。
【００２３】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、低温脆性を発生させたり溶接性を低下させたりする有害元素であるため、極力低減することが好ましい。本発明では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であるが、より厳しい溶接条件下で使用するには、０．０１％以下まで抑制することがより好ましい。一方、製造上、Ｐは０．００２％程度不可避的に混入する場合がある。
【００２４】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓも有害元素であるため極力低減することが好ましい。本発明では、０．００５％まで許容できるため、Ｓ含有上限量を０．００５％とした。Ｓ含有量は、好ましくは、０．００３％以下であるが、より厳しい溶接条件下で使用するには、０．００１％以下まで抑制することがより好ましい。製造上、Ｓは０．０００２％程度不可避的に混入する場合がある。
【００２５】
Ａｌ：０．００５％以上０．７０％以下
Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Ａｌを０．００５％以上含有する。また、ＡｌはＳｉと同様にセメンタイト析出を抑制し、残留オーステナイトの安定性を高める効果がある。ＳｉとＡｌは合計で１．３％以上含有させることが好ましく、機械的性質ばらつき抑制の観点からＳｉとＡｌの合計で１．４％以上含有させることがより好ましい。一方、Ａｌは鋳造性を低下させる元素であり、製造性の観点から０．７０％をＡｌ含有量の上限とした。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１％以上０．４０％以下である。
【００２６】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、常温時効性を悪化させ予期せぬ割れを発生させるため、張り出し成形性に対して悪影響をもたらす有害元素である。そのため、Ｎは出来る限り低減することが望ましいが、本発明では０．００６％まで許容できる。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、Ｎは０．０００５％程度不可避的に混入する場合がある。
【００２７】
本発明の鋼板は、上記成分を含有し、上記成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の鋼板は、基本成分として上記成分を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の鋼板には、本発明の作用を損なわない範囲で、下記の成分を任意成分として含有させることができる。なお、下記の任意成分を下限値未満で含む場合、その成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
【００２８】
以上が本発明の基本構成であるが、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２％以下、Ｖ：０．００１％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、およびＢ：０．０００２％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。これら元素は結晶粒微細化により、残留オーステナイトの均一分散を促進させることで伸び向上や強度上昇に寄与する。一方で、過度に含有させると介在物生成により張り出し成形性を悪化させたり、焼入性が高くなりすぎ所望の鋼板組織が得られなくなったりするため、上記の範囲とした。
【００２９】
上記基本構成、または、上記基本構成に上記追加元素を含有した構成に対し、さらに、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、およびＣａ：０．０００２％以上０．０５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有させても良い。これら元素は強度調整、介在物制御等に使用される元素であるが、これら元素を上記範囲で含有しても本発明の効果は損なわれない。
【００３０】
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００３１】
＜薄鋼板の金属組織＞
続いて、本発明の薄鋼板の鋼組織について説明する。本発明の薄鋼板の鋼組織は、鋼板組織全体に対して、ポリゴナルフェライトの面積率が０％以上３０％以下、上部ベイナイトの面積率が５５％以上８４％以下、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率合計が０％以上３０％以下、残留オーステナイトの面積率が１５％以上４５％以下であり、残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上である。
【００３２】
ポリゴナルフェライトの面積率：０％以上３０％以下
ポリゴナルフェライトは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真上で、粒内に腐食痕やマルテンサイトや残留オーステナイト等の異相組織が認められない組織として観察される。ポリゴナルフェライトは延性に富むが軟質であるため、面積率が３０％を上回ると所望の鋼板強度が得られなくなる。したがって、ポリゴナルフェライトの面積率は、０％以上３０％以下であり、好ましくは、２％以上２５％以下である。
【００３３】
上部ベイナイトの面積率：５５％以上８４％以下
上部ベイナイトは残留オーステナイト生成を促進させるため、本発明で重要な組織である。上部ベイナイトはＳＥＭ写真上で粒内の腐食痕が焼き戻しマルテンサイトや下部ベイナイトよりも少なく、粒状や板状のマルテンサイトや残留オーステナイトを含み、ラス形態が認められない組織として観察される。薄鋼板の鋼組織を観察した一例を示すＳＥＭ写真を図１に示す。図１のＳＥＭ写真において、黒色部分が上部ベイナイトに対応しており、それ以外の部分とはっきりと分けることができる。黒色部分には腐食痕が認められており、このことから転位を含むことを表している。そのため、フェライトとはこの腐食痕の有無で区別することができる。上部ベイナイトの面積率が５５％を下回ると所望の残留オーステナイト中のＣ濃度を得ることができない。一方で、上部ベイナイトの面積率が８４％を上回ると残留オーステナイト量が不足することで、所望の鋼板特性が得られなくなる。したがって、上部ベイナイトの面積率は、５５％以上８４％以下である。好ましい上部ベイナイトの面積率は６０％以上８２％以下である。
【００３４】
マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計面積率：０％以上３０％以下
図１に示すように、ＳＥＭ写真上で、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトは、それぞれ白色部分およびラス形態で観察され、粒内の腐食痕が上部ベイナイトよりも明瞭な組織として観察される。焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとでＳＥＭ写真では区別は困難であり、本発明では同等のものとして扱う。これら組織は延性に乏しく、可能な限り低減する必要がある組織である。本発明では、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計で３０％までは許容できる。マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計は、好ましくは２５％以下であり、より好ましくは１４％以下であり、さらに好ましくは１０％以下である。
また、残留オーステナイトが、ＳＥＭ写真において白色で観察される。そのため、残留オーステナイトとマルテンサイトを区別することが困難であるため、ＳＥＭ写真の白色部分の面積率から、後述する残留オーステナイトの面積率を差し引くことで、マルテンサイトの面積率を算出している。
【００３５】
残留オーステナイトの面積率：１５％以上４５％以下
残留オーステナイトは上記組織とは異なり、ＳＥＭ写真だけではマルテンサイトとの区別が困難である。そこで、Ｘ線回折法によって測定する。残留オーステナイトは塑性誘起効果によって延性や加工性を上昇させるために必要な組織である。本発明で求める鋼板特性を得るには、残留オーステナイトの面積率が１５％以上必要である。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは１７％であり、より好ましくは１８％以上である。発明の効果の観点からは上限は特に設ける必要はないが、他の組織の面積率との関係で、残留オーステナイトの面積率は４５％以下であり、好ましくは３０％以下である。
【００３６】
残留オーステナイト中のＣ濃度：０．８０質量％以上
残留オーステナイト中のＣ濃度は、加工中のＴＲＩＰ効果が発現するひずみ量に関係する。このＣ濃度が低い場合、小さいひずみで残留オーステナイトが変態してしまうことで、残留オーステナイト量が十分であったとしても、早期にマルテンサイト変態してしまい、厳しいひずみ条件や加工条件に対してひずみ分散効果が失われ有効に作用しない。そのため、本発明ではＣ濃度を制御することで高いひずみ域まで逐次ＴＲＩＰ効果を発現させている。本発明で求める鋼板特性を得るには残留オーステナイト中のＣ濃度は０．８０質量％以上必要であり、０．８５質量％以上であることが好ましい。上限は特に設けないが、本発明で得られる残留オーステナイトは１．５０質量％以下であることが好ましい。
【００３７】
残留オーステナイト間の平均間隔：１．０μｍ以下
微細な残留オーステナイトが均一に分散する場合、残留オーステナイトの加工に対する安定性がさらに高まるため、より好ましい組織となる。この効果を得るためには、残留オーステナイト間の平均間隔を１．０μｍ以下とすることが好ましい。この平均間隔はＥＢＳＤで残留オーステナイト位置を抽出し、各々の残留オーステナイトの重心位置を求め、隣接する最近接の残留オーステナイト間の重心間距離を残留オーステナイト間の間隔とし、その間隔を平均することで算出している。残留オーステナイトの平均間隔が広い場合は、分散形態が不均一であったり、残留オーステナイトサイズが粗大であったりすることを表しており、残留オーステナイトの安定性が低位となる。残留オーステナイトの分散状態を均一化するためには、焼鈍前に４５０℃以上６５０℃以下で２時間以上加熱することが好ましい。この加熱により微細かつ均一に析出したセメンタイト中にＭｎ等のオーステナイト安定化元素が濃化する影響で残留オーステナイトの分散状態が均一化すると考えられる。より好ましい残留オーステナイト間の平均間隔は０．８μｍ以下である。
【００３８】
＜めっき層＞
本発明の薄鋼板は、耐食性などを向上させる観点から、その表面に、さらに、めっき層を有していてもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または、電気亜鉛めっき層が好ましい。これらのめっき層は、特に限定されず、それぞれ、従来公知のめっき層を用いることができる。
電気亜鉛めっき層は、Ｚｎに、例えば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ、または、Ｍｏなどの元素をその目的に応じて適宜量添加した亜鉛合金めっき層であってもよい。
【００３９】
＜薄鋼板の製造方法＞
次に、本発明の薄鋼板の製造方法について説明する。なお、以下に示す温度は、スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
【００４０】
本発明の薄鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し、前記冷間圧延後の冷延鋼板を７８０℃以上まで加熱した後、冷却開始温度から５００℃までの温度域を平均冷却速度７℃／ｓ以上で冷却し、次いで、５００℃から２００℃までの温度域を平均冷却速度０．０２℃／ｓ以上５℃／ｓ以下で冷却する。
【００４１】
上記鋼素材製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
【００４２】
熱間圧延、酸洗、および冷間圧延も特に限定されず、公知の製造方法を採用すれば良い。また、本発明の薄鋼板の製造方法では、冷間圧延後、かつ焼鈍前に、所定の温度で加熱することが好ましい。以下では、焼鈍前の加熱工程と、焼鈍工程について説明する。焼鈍工程は連続焼鈍ラインで行うことが好ましい。
【００４３】
焼鈍前の加熱
冷延鋼板を焼鈍前に４５０℃以上６５０℃以下で２時間以上加熱することが好ましい。これにより、オーステナイト安定化元素であるＣやＭｎの局在化を促進するため、残留オーステナイトの安定性が高まり、より好ましい組織にすることができる。この加熱により微細かつ均一に析出したセメンタイト中にＭｎ等のオーステナイト安定化元素が濃化する影響で、残留オーステナイトの分散状態が均一化すると考えられる。
【００４４】
７８０℃以上に加熱
冷間圧延後の冷延鋼板を７８０℃以上まで加熱することで、フェライトからオーステナイトへの逆変態を進行させ、ポリゴナルフェライトの面積率を３０％以下に抑えることができる。また、ポリゴナルフェライトの面積率をより小さくする観点からは、冷間圧延後の冷延鋼板を８００℃以上まで加熱することが好ましい。上限は特に設けないが、焼鈍炉の熱損傷を避けるため、９５０℃以下とすることが好ましい。
【００４５】
冷却開始温度から５００℃までの温度域を平均冷却速度７℃／ｓ以上で冷却
焼鈍後の冷却が遅い場合、冷却過程にフェライト変態が進行し、ポリゴナルフェライトが生成する。冷却過程でのフェライト変態を抑制するには冷却開始温度から５００℃までの温度域を平均冷却速度７℃／ｓ以上で冷却する必要がある。ここで、本発明においては、加熱後、場合により、放冷を経て、ガス、水またはミストによる強制冷却が施されるが、該冷却開始温度は、強制冷却が開始される温度である。冷却開始温度は、７８０℃以上が好ましい。また、該平均冷却速度とは、焼鈍後の該冷却開始温度から５００℃までの温度域の平均冷却速度を意味する。冷却開始温度から５００℃までの温度域での好ましい平均冷却速度は１０℃／ｓ以上である。平均冷却速度の上限は特に設けないが、実質３００℃／ｓ以下である。
【００４６】
５００℃から２００℃までの温度域を平均冷却速度０．０２℃／ｓ以上５℃／ｓ以下で冷却
本発明は５００℃から２００℃までの温度域を徐冷却することで、上部ベイナイト変態とＣ濃化を促進している。平均冷却速度が５℃／ｓを上回ると上部ベイナイト変態が十分に進行せず、マルテンサイトが生成する。ここで、平均冷却速度は、５００℃から２００℃までの温度域の平均冷却速度を意味する。一方、平均冷却速度が０．０２℃／ｓを下回るとオーステナイトとベイナイトの界面にＣが濃化したときに界面移動が停留し、ベイナイト変態が進行しなくなる。平均冷却速度が０．０２℃／ｓ以上５℃／ｓ以下のときに、ベイナイト変態の進行とＣ濃化を促進させ、Ｃ濃化による界面移動の停留を連続冷却にともなう変態の駆動力上昇により避けることができる。５００℃から２００℃までの温度域での平均冷却速度は、好ましくは０．０４℃／ｓ以上１．５℃／ｓ以下、より好ましくは０．０５℃／ｓ以上０．３℃／ｓ以下である。
【００４７】
２００℃まで冷却した後は、室温まで冷却すれば良い。このときの冷却速度で鋼板組織が大きく変化することはないので特に定めないが、製造制約上、冷却速度が３℃／ｓ以上が好ましい。また、２００℃まで冷却した後に加熱しても良いが、加熱によるセメンタイト析出を避けるため、４５０℃以上６００℃以下の温度域であれば、１８０秒以下に留めるのが良く、４２０℃以下の温度域の場合は、１０００秒まで許容できる。また、冷却後の鋼板に対し、調質圧延をしてもよい。調質圧延での好ましい伸長率は、０．０２〜１．５％である。
【００４８】
本発明の薄鋼板は、めっき鋼板にも適用可能である。本発明の薄鋼板をめっき鋼板とするための処理には、例えば、従来公知の、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、または、電気亜鉛めっき処理を用いることができる。
【実施例】
【００４９】
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。
【００５０】
表１に示す成分組成を有する厚さ２５０ｍｍの鋼素材を１０５０℃以上で板厚３６〜４４ｍｍまで粗圧延後、８５０℃以上で板厚３．２〜４．６ｍｍまで熱間圧延し、３８０〜６８０℃で巻取処理した。次いで、酸洗後、板厚１．０〜２．０ｍｍとする冷間圧延を施した。次いで、連続焼鈍ラインまたは連続溶融めっきラインにて表２に示す条件で焼鈍した。ここで、めっき処理しない冷延鋼板は連続焼鈍ラインを用い、めっき処理する冷延鋼板は連続溶融めっきラインを用いた。次いで、伸長率０．２％〜０．４％の調質圧延を施し、鋼板を製造した。また、表２に示すように、一部のサンプルは、冷間圧延後に、焼鈍前の加熱工程を施した。焼鈍前の加熱工程は、箱型焼鈍炉（ＢＡＦ）にて行った。また、一部のサンプルにはめっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）は、連続溶融めっきラインにて溶融亜鉛めっき処理を行うことで製造した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、連続溶融めっきラインにて、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を行うことで製造した。これらの鋼板を以下の手法で評価した。
【００５１】
【表１】
2020100894.tif 000003
【００５２】
【表２】
2020100894.tif 000004
【００５３】
（１）組織観察（金属組織の面積率）
鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１体積％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚１／４（１／４ｔ）位置を１０視野撮影した。マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、下部ベイナイト及び残留オーステナイトはＳＥＭ写真で白色として観察されるため、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトの合計面積率は白色部分として観察される組織の面積率を求め、そこから下記のＸＲＤにより測定した残留オーステナイト面積率を差し引くことで導出した。マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトはいずれも粒内にラス形態や著しい腐食痕が認められる組織であり、本発明ではこれら組織を区別しない。
【００５４】
面積率の測定は、ＳＥＭ写真に対して切断法を採用し、得られた写真に対して実長さ３０μｍの水平線および垂直線各２０本を格子状となるように引き、交点の組織を同定し、全交点に対する各組織の交点数の比率を各組織の面積率とした。また、面積率は、観察範囲全体に対する面積率であり、これを鋼板組織全体に対する面積率とみなした。
【００５５】
残留オーステナイト間の平均間隔は、ＳＥＭ観察と同じ断面を対象にＥＢＳＤ（電子線後方散乱回析法）を用い、板厚１／４（１／４ｔ）位置での１×１０３μｍ２以上の領域を測定ステップ０．１μｍで測定した。これによりオーステナイト位置を特定し、画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ  Ｊ）を用いて重心位置を求め、各オーステナイトの最近隣接距離を測定し、その平均値を求めた。
なお、隣接する最近接の残留オーステナイト間の重心間距離を残留オーステナイトの間隔とし、その間隔の平均値を残留オーステナイト間の平均間隔とした。
【００５６】
（２）ＸＲＤによる残留オーステナイトの面積率測定
鋼板を板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄（フェライト）各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から求めたオーステナイトの割合によって、残留オーステナイトの体積率を算出した。測定位置は、幅方向中央とした。組織は３次元的に均一であるため、残留オーステナイトの体積率を残留オーステナイトの面積率とみなすことができる。測定は、１つの高強度鋼板について、無作為に選択した３カ所で残留オーステナイトの体積率を算出し、得られた値の平均値を残留オーステナイトの面積率とした。
【００５７】
残留オーステナイト中の炭素濃度をＣｕ−Ｋａ線によって測定したオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面のピーク角度から求めた格子定数と下記式（１）から求めた。
残留オーステナイト中のＣ濃度＝｛（オーステナイトの格子定数）−（３．５７８０＋０．０００９５［％Ｍｎ］＋０．００５６［％Ａｌ］＋０．０２２０［％Ｎ］）｝／０．０３３・・・（１）
上記式（１）において、［％Ｍ］（Ｍ＝Ｍｎ，Ａｌ，Ｎ）は各合金元素の含有濃度（質量％）である。
【００５８】
（３）引張試験
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）、および全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、［ＴＳ］×［Ｕ−Ｅｌ］が２００００ＭＰａ・％以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。
【００５９】
（４）張り出し成形性評価
張り出し成形性は、直径１８０ｍｍ、孔径１８０ｍｍのダイスで１００ｔｏｎの荷重でサンプルを固定し、半径７５ｍｍ、曲率半径７５ｍｍの球頭ポンチを用いてサンプルを変形させ、破断が生じたときの成形高さを測定した。本発明で求める成形高さは５５ｍｍ以上とした。
【００６０】
【表３】
2020100894.tif 000005
【００６１】
本発明例はいずれも、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度であり、延性が高く、かつ張り出し成形性が高かった。一方で、本発明の範囲を外れる比較例は、少なくともこれらのいずれか一つの効果が得られなかった。
【図１】
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