(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板であって、
Ｃ：０．１２〜０．３％（質量％の意味。化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２．０〜３．５％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、および
Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物であって、
金属組織が、
ベイナイトを母相組織とするものであって、
全組織に対する割合で、
フェライトの面積率：３〜２０％、および
マルテンサイトの面積率：１０〜３５％
を満たすことを特徴とする、引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度めっき鋼板。
【請求項２】
更に、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、および
Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載のめっき鋼板。
【請求項３】
更に、
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）、および／または
Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）を含む請求項１または２に記載のめっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、めっき鋼板で代表させる場合がある。）に関し、特に加工性を低下させることなく降伏比が高められた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度めっき鋼板に関するものである。本発明のめっき鋼板は、例えば、高い加工性と共に、高い降伏強度が要求される自動車用構造部材（例えばピラー、メンバー、レインフォース類などのボディ骨格部材；バンパー、ドアガードバー、シート部品、足回り部品などの強度部材）や家電用部材などに好適に用いられる。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境問題に関する意識の高まりから、各自動車メーカーでは燃費向上を目的として車体の軽量化が進められている。また、乗客の安全性の観点からは自動車の衝突安全基準が強化され、衝撃に対する部材の耐久性も求められている。そのため、最近の自動車では高強度鋼板の使用比率が一段と上昇しており、なかでも防錆性が要求されている車体骨格部材やレインフォース部材では、高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板が積極的に適用されている。高強度鋼板の用途拡大に伴い、求められる特性も高まっており、難成形部材では母材の加工性の改善が一層強く求められている。
【０００３】
強度と加工性を兼ね備えた鋼板として、高い伸びを有するフェライトと高強度を発揮するマルテンサイトを主体とする複合組織鋼板（以下、ＤＰ鋼板ということがある）がある。また、高加工性と高降伏比を両立した高強度鋼板として、例えば特許文献１には、フェライトの平均結晶粒径を５．０μｍ以下とし、硬質第２相の平均粒径を５．０μｍ以下にすることによって、７８０ＭＰａ以上の強度を有すると共に伸びに優れ、且つ降伏比が６０〜８０％の高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この文献に開示された技術では、Ｔｉ、Ｎｂの析出強化元素を添加して、析出強化と組織微細化強化を図っているが、Ｔｉ、Ｎｂの多量添加が必要なため、コストの観点から問題がある。
【０００４】
ところで車体骨格用の高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、加工性とともに衝突時のエネルギー吸収能が要求され、降伏強度、つまり降伏比が高い鋼板を低コストで製造する技術が求められている。しかしながら、上記ＤＰ鋼板は、低降伏比を示すものであって、高降伏比と高い加工性を両立させたものではない。また特許文献１には高降伏比と加工性を両立した鋼板が示されているが、製造コストの点で問題がある。そこで高降伏比かつ優れた加工性を示す高強度めっき鋼板を低コストで製造可能な技術の実現が望まれている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００６−５２４４５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、高降伏比を示しかつ加工性（詳細には、ＴＳ−ＥＬバランス、更にはＴＳ−λバランス）に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決することができた本発明に係るめっき鋼板は、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板であって、Ｃ：０．１２〜０．３％（質量％の意味。化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２．０〜３．５％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．１％、およびＮ：０．０１５％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄および不可避不純物であって、金属組織が、ベイナイトを母相組織とするものであって、全組織に対する割合で、フェライトの面積率：３〜２０％、およびマルテンサイトの面積率：１０〜３５％を満たすことに要旨を有する、引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度めっき鋼板である。
【０００８】
本発明の好ましい実施形態において、上記めっき鋼板は、更に、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素を含有するものである。
【０００９】
更に、Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．３％以下（０％を含まない）を含有するものも、好ましい実施形態である。
【発明の効果】
【００１０】
本発明に係る高強度めっき鋼板は、ベイナイトを母相組織とし、第２相組織であるフェライトおよびマルテンサイトの分率を適切に制御しているため、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、高降伏比（特には６５％以上）を示しかつ加工性に優れている。本明細書において、上記「加工性に優れた」とは、引張強度：９８０ＭＰａ以上において、ＴＳ−ＥＬバランス（更にはＴＳ−λバランス）に優れていることを意味する。具体的には、上記の高強度域において、［引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）×伸び（ＥＬ：％）／１００］≧１３０を満たすことをいう。上記ＴＳ×ＥＬ／１００は１４０以上であることが好ましい。更には上記の高強度域において、［引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）×穴広げ率（λ：％）／１００］≧２１０であることが好ましく、上記ＴＳ×λ／１００は２２０以上であることがより好ましい。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１は、本発明の鋼板を製造する場合のヒートパターンを示す概略図である。
【図２】図２は、本発明の鋼板を製造する場合のヒートパターンの変形例を示す概略図である。
【図３】図３は、本発明の鋼板を製造する場合のヒートパターンの別の変形例を示す概略図である。
【図４】図４は、実施例において得られた鋼板の組織分率を示す図である。
【図５】図５は、実施例において得られた鋼板の機械的特性を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
上述した通り、強度と加工性を兼ね備えた鋼板としてフェライトとマルテンサイトを主体とするＤＰ鋼板が挙げられるが、このＤＰ鋼板は、マルテンサイト変態時にフェライト中に可動転位が導入されるため、低降伏比となってしまう。そこで本発明者らは、ベイナイトを母相組織（主相）とし、可動転位を生み出すマルテンサイトと可動転位が導入されるフェライトの各分率を、従来のＤＰ鋼板よりも抑えることによって高降伏比を達成することを基本的思想とした。ただし、ベイナイトの導入により、フェライトが相対的に減少することで伸びが低下しやすく、またマルテンサイトが相対的に減少することで強度が低下しやすくなる。更に、ベイナイトが主相であっても、マルテンサイトやフェライトの分率が比較的多いと高降伏比を達成することが困難な場合がある。そこで高強度、高降伏比および高加工性の全ての特性を達成できるように、ベイナイトを主相とした上で、フェライトおよびマルテンサイトの各分率について鋭意研究を行った結果、これら組織の分率について最適範囲を見出し、本発明を完成した。
【００１３】
以下、上記組織分率の範囲およびその設定理由について詳述する。
【００１４】
［フェライト分率：３〜２０面積％］
フェライトは伸び特性の向上に寄与する組織として重要であり、伸び特性を確保するため、全組織に対するフェライト分率を３面積％以上とする。好ましくは５面積％以上である。一方、ベイナイト組織を確保して高降伏比を実現するには、フェライト分率を２０面積％以下に抑える必要がある。好ましくは１８面積％以下である。
【００１５】
［マルテンサイト分率：１０〜３５面積％］
マルテンサイトは高強度の確保に必要な組織であり、本発明では全組織に対するマルテンサイト分率を１０面積％以上とする。好ましくは１５面積％以上である。一方、ベイナイト組織を確保して高降伏比を実現するには、マルテンサイト分率を３５面積％以下に抑える必要がある。好ましくは３０面積％以下である。
【００１６】
［母相組織：ベイナイト］
上述の通り、本発明の鋼板は、ベイナイトを母相組織（主相）とするものである。本発明における「母相組織」とは、全組織に占める割合の最も多い組織のことをいう。ベイナイト、フェライトおよびマルテンサイトの３相のみから構成されている場合、上記フェライト分率およびマルテンサイト分率の上限値から、ベイナイト分率は４５面積％以上となり、ベイナイト組織が「母相組織」となる。尚、本発明において、製造過程において生成しうる残留オーステナイトは、このマルテンサイトに含むものとする。
【００１７】
本発明の鋼板は、ベイナイト、フェライトおよびマルテンサイトの３相のみから構成されていてもよいが、本発明の作用を阻害しない限度において、例えば製造過程などで不可避的に生成する組織を含んでいても良い。このような組織としては、例えばパーライト等が挙げられ、全組織に対する上記組織の分率は合計で５面積％以下であることが好ましい。
【００１８】
上記組織の同定および分率の測定は、後述する実施例に示す方法で行えばよい。
【００１９】
上記組織とすることによる優れた特性（高強度、高降伏比および高加工性）を十分に発揮させると共に、めっき鋼板としてのその他の特性（例えばめっき密着性や溶接性）も発揮させるには、鋼板の化学成分組成を下記の通り制御する必要がある。以下、化学成分組成について詳述する。
【００２０】
［Ｃ：０．１２〜０．３％］
Ｃは、焼入れ性の向上に加えて、ベイナイトやマルテンサイトの硬質化に寄与し、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が不足するとフェライトが多く生成してしまうだけでなく、ベイナイトやマルテンサイトも軟質化するため、高降伏比や高強度を達成することが困難となる。そこで本発明では、Ｃ量を０．１２％以上と定めた。好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１４％以上である。一方、Ｃが過剰に含まれると溶接性が低下するため、Ｃ量は０．３％以下とする。好ましくは０．２６％以下、より好ましくは０．２３％以下である。
【００２１】
［Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、フェライトの固溶強化に有効な元素であるが、めっき密着性を低下させる元素でもあるため、本発明では極力少ない方がよい。よってＳｉ量は０．１％以下とする。好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０３％以下である。
【００２２】
［Ｍｎ：２．０〜３．５％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて高強度確保に寄与する元素である。Ｍｎ量が不足すると焼入れ性が不十分となってフェライトが多く生成してしまい、高強度や高降伏比を達成することが困難となる。そこで本発明ではＭｎを２．０％以上含有させる。好ましいＭｎ量は２．３％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含まれると、強度−伸びバランスや溶接性が低下しやすくなるため、Ｍｎ量は３．５％以下、好ましくは３．２％以下である。
【００２３】
［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、フェライトの固溶強化に有効な元素であるが、めっき密着性を低下させる元素でもあるため、本発明では極力少ない方がよい。よってＰ量は０．０５％以下とする。好ましくは０.０３％以下である。
【００２４】
［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｓは不可避不純物元素であり、加工性や溶接性を確保する観点から極力少ない方がよいため、０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
【００２５】
［Ａｌ：０．００５〜０．１％］
Ａｌは脱酸作用を有する元素であり、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。しかし過剰に添加してもその効果は飽和するため、Ａｌ量の上限を０．１％とする。好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
【００２６】
［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｎは不可避不純物元素であり、多量に含まれると靭性や伸びを劣化させる傾向があるため、Ｎ量の上限を０．０１５％とする。好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
【００２７】
本発明に用いられる鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる上記不可避不純物としては、上記ＳやＮの他、Ｏやトランプ元素（Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉなど）などが挙げられる。
【００２８】
本発明に用いられる鋼は、必要に応じて、以下の任意元素を更に含有していてもよい。
【００２９】
［Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素］
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、いずれも焼入れ性を向上させて高強度確保に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｃｒの場合、好ましくは０．０４％以上、Ｍｏの場合、好ましくは０．０４％以上、Ｂの場合、好ましくは０．００１０％以上含有させるのがよい。しかしＣｒ、Ｍｏが過剰に含まれると伸びが劣化するため、それぞれの上限を１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくはＣｒの場合０．５０％以下、Ｍｏの場合０．５０％以下である。また、Ｂが過剰に含まれた場合、その効果は飽和するだけでなく、伸びが劣化するので、Ｂ量の上限は０．０１％とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％である。
【００３０】
［Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．３％以下（０％を含まない）］
Ｔｉ、Ｖは、炭窒化物の析出や組織の微細化により高強度確保に寄与する元素である。この様な効果を十分に発揮させるには、Ｔｉの場合、好ましくは０．０１％以上、Ｖの場合、好ましくは０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしいずれの元素を過剰に含有させても上記効果は飽和するだけであるので、それぞれの上限を０．３％とすることが好ましい。より好ましくはＴｉの場合０．２０％以下、Ｖの場合０．２０％以下である。
【００３１】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには、特に冷間圧延後の焼鈍を、下記の条件を満たすよう行うことが有効である。以下、図１を参照しながら、焼鈍工程について詳述する。
【００３２】
尚、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）や合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、この図１に示す工程において、低温保持工程途中、或いは低温保持工程と三次冷却工程の間、または三次冷却工程の途中など、これら工程（或いは工程間）で常法のめっき工程、あるいは更に常法の合金化工程が付加されたものである。
【００３３】
［Ａｃ3点〜（Ａｃ3点＋１５０℃）の温度域（均熱温度Ｔ１）で５〜２００秒（均熱時間ｔ１）均熱］
上記の成分組成を満たす冷間圧延鋼板を加熱して、Ａｃ3点〜（Ａｃ3点＋１５０℃）の温度域（均熱温度Ｔ１）で５〜２００秒（均熱時間ｔ１）均熱する。均熱温度Ｔ１がＡｃ3点を下回ると、オーステナイト変態が不十分となり、フェライトが多く残存して所望の組織を確保することが困難となる。また、フェライト中に加工歪みが残存しやすくなるため、優れた伸び特性が得られにくい。均熱温度Ｔ１は好ましくは（Ａｃ3点＋１０℃）以上である。一方、均熱温度Ｔ１が（Ａｃ3点＋１５０℃）を上回ると、オーステナイトの粒成長が促進されて組織が粗大化してしまい、強度−伸びバランスが低下するため好ましくない。均熱温度Ｔ１は好ましくは（Ａｃ3点＋１００℃）以下である。
【００３４】
均熱時間ｔ１は５〜２００秒とする。５秒未満ではオーステナイト変態が不十分となり、フェライトが多く残存して所望の組織を確保することが困難となる。また、フェライト中に加工歪みが残存した場合、優れた伸び特性が得られにくい。好ましくは２０秒以上である。一方、均熱時間ｔ１が長すぎると、オーステナイトの粒成長が促進され、上述の通り組織が粗大化して、強度−伸びバランスが低下しやすくなる。よって均熱時間ｔ１は２００秒以下とする。好ましくは１２０秒以下である。
【００３５】
なお、均熱温度Ｔ１は、一定温度である必要はなく、室温からの昇温において、Ａｃ3点〜（Ａｃ3点＋１５０℃）の温度域（Ｔ１）での均熱時間（ｔ１）が５〜２００秒確保されていればよい。よって、例えば図２の（ａ）に示す通り、最高到達温度まで一気に昇温させた後、該温度で保持する態様の他、図２の（ｂ）に示す通り、Ａｃ3点〜（Ａｃ3点＋１５０℃）温度域に到達後、この温度域内にて更に昇温させたり、図２の（ｃ）に示す通り、Ｔ１未満の温度から最高到達温度まで昇温させたりする間に、均熱温度Ｔ１での均熱時間ｔ１が５〜２００秒確保されている態様も本発明に包含される。
【００３６】
尚、前記図１における、室温から均熱温度Ｔ１までの平均加熱速度ＨＲは特に限定されず、例えば１〜１００℃／秒とすることができる。
【００３７】
［Ｔ１から３８０〜４６０℃の温度域（Ｔ２）までの平均冷却速度（ＣＲ１）：３〜３０℃／秒］
上記フェライト分率を満たすようにするには、Ｔ１から３８０〜４６０℃の温度域（Ｔ２）までの平均冷却速度（ＣＲ１）を３〜３０℃／秒とすることが有効である。平均冷却速度ＣＲ１が３０℃／秒を上回ると、３％以上のフェライトを確保することが困難となるため、伸び特性の確保が難しくなる。平均冷却速度ＣＲ１は好ましくは２５℃／秒以下である。一方、平均冷却速度ＣＲ１が３℃／秒を下回ると、フェライト変態が進行し、フェライト分率を２０％以内に抑えることが困難となるため、高降伏比の確保が難しくなる。平均冷却速度ＣＲ１は好ましくは５℃／秒以上である。
【００３８】
Ｔ１から３８０〜４６０℃の温度域（Ｔ２）までの冷却は、多段階に分けてもよく、この場合、Ｔ１から３８０〜４６０℃の温度域（Ｔ２）までの平均冷却速度が３〜３０℃／秒の範囲内にあれば、各段階の冷却速度については特に限定されない。例えば後述する実施例に示す通り、２段階冷却とし、Ｔ１から中間温度（例えば５００〜７００℃）までの一次冷却速度（ＣＲ１１）と中間温度から３８０〜４６０℃の温度域（Ｔ２）までの二次冷却速度（ＣＲ１２）を変えてもよい。
【００３９】
［３８０〜４６０℃の温度域（低温保持温度Ｔ２）で２０〜３００秒（低温保持時間ｔ２）加熱］
上記平均冷却速度（ＣＲ１）で低温保持温度Ｔ２まで冷却後、この３８０〜４６０℃の温度域（低温保持温度Ｔ２）で２０〜３００秒（低温保持時間ｔ２）確保する。３８０℃未満の温度でもベイナイト変態は起こるが、ＧＩやＧＡを製造する場合、めっき浴の温度を過剰に低下させることとなり、生産性の低下が懸念される。４６０℃超の温度では、ベイナイト変態が起こりにくく、ベイナイトを主相とする所望の組織を確保することができない。ベイナイト変態が生じやすい３８０〜４６０℃の温度で保持することにより、ベイナイトを主相とする所望の組織を確保することができる。低温保持温度Ｔ２は好ましくは３９０℃以上であり、より好ましくは４００℃以上である。
【００４０】
また低温保持時間ｔ２は２０〜３００秒とする。低温保持時間ｔ２が２０秒を下回るとベイナイト変態が十分に起こらないため所望の組織を得ることが困難となる。好ましくは２５秒以上である。一方、低温保持時間ｔ２を３００秒超としても、ベイナイト変態はそれ以上進行せず生産性が低下するため、低温保持時間ｔ２の上限を３００秒とした。好ましくは２００秒以下、更に好ましくは１２０秒以下である。
【００４１】
低温保持温度Ｔ２は一定温度である必要はなく、均熱温度Ｔ１からの冷却時に、３８０〜４６０℃の温度域での加熱時間が２０〜３００秒確保されていればよい。よって、例えば図３の（ａ）に示す通り、均熱温度Ｔ１から低温保持温度Ｔ２まで一気に冷却させた後、該温度で保持する態様の他、図３の（ｂ）に示す通り、低温保持温度Ｔ２に到達後、更に該温度域で冷却させたり、図３の（ｃ）に示す通り、４６０℃超の温度から低温保持温度Ｔ２まで冷却させたりする間に、３８０〜４６０℃の温度域内にある時間が２０〜３００秒確保されていればよい。また図３の（ｄ）に示す通り、３８０〜４６０℃の温度域内で昇温させてもよい。
【００４２】
なお、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を製造する場合、低温保持工程を経た後に、例えばめっき浴（温度：約４３０〜５００℃）に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施し、その後に三次冷却することが挙げられる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を製造する場合には、前記溶融亜鉛めっきの後、５００〜７５０℃程度の温度まで加熱後、合金化を行った後に三次冷却することが挙げられる。
【００４３】
また、低温保持工程の途中にめっき処理、合金化処理を施してもよいが、その場合はめっき処理、合金化処理の前後で実施される３８０〜４６０℃での保持時間の合計が２０〜３００秒を満足する必要がある。さらに、三次冷却途中に、めっき処理、合金化処理を施してもよい。
【００４４】
尚、図１における３８０〜４６０℃の温度域（Ｔ２）から室温までの平均冷却速度ＣＲ２は特に限定されず、例えば１〜１００℃／秒とすることができる。
【００４５】
上記以外の製造条件については常法に従って行えばよく、特に限定されないが、例えば熱間圧延については、例えば仕上げ圧延温度：Ａｃ3点以上、巻取り温度：４００〜７００℃とすることができる。熱間圧延後は必要に応じて酸洗し、例えば冷延率：３５〜８０％の冷間圧延を行うことが挙げられる。また、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきにおける上記の加熱条件を除くめっきや合金化の条件も通常用いられる条件を採用することができる。
【実施例】
【００４６】
以下、実施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施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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４７】
［実施例１］
表１に示す化学組成のスラブ鋼（板厚：２５ｍｍ）を通常の溶製方法に従って溶製し、鋳造して作製した後、２．４ｍｍ厚まで熱間圧延した（仕上げ圧延温度は８８０℃、巻取温度は５６０℃である）。次いで得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、１．２ｍｍ厚まで冷間圧延した（冷延率：５０％）。
【００４８】
次いで、表２に示す焼鈍条件で、実験室にてめっき連続焼鈍ラインを模擬した焼鈍処理を行った。
【００４９】
【表１】
0005432802.tif 000002
【００５０】
尚、上記表１におけるＡｃ3点の計算式は、レスリー鉄鋼材料学（幸田成康監訳，丸善株式会社，１９８５年発行，ｐ．２７３）を参照した（下記表４についても同じ）。
【００５１】
【表２】
0005432802.tif 000003
【００５２】
上記の様にして得られた各鋼板について、機械的特性（引張強度、降伏比、伸び）の測定、伸びフランジ性の評価、および組織観察を下記の通り行った。
【００５３】
［機械的特性の測定］
ＪＩＳ  Ｚ２２０１の５号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。これらの値から、降伏比（ＹＲ）およびＴＳ×ＥＬを算出した。ＴＳは９８０ＭＰａ以上である場合を高強度であると評価し、ＹＲは６５％以上である場合を高降伏比であると評価した。またＥＬについて、ＴＳ×ＥＬ／１００が１３０以上である場合を強度と伸びのバランス（ＴＳ−ＥＬバランス）に優れていると評価した。
【００５４】
［伸びフランジ性の評価］
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１に規定の方法で試験片を採取し、初期穴径ｄｉ＝１０ｍｍφの打抜き穴加工を施した後、頂角６０°の円錐パンチを押し込んで該打抜き穴を広げた。そして、打抜き穴部分に生じたクラックが板厚を貫通したときの穴径ｄｂを求め、下記式によって限界穴広がり率（本明細書では「穴広げ率」と記載する場合がある）λ（％）を算出した。そして本実施例では、引張強度（ＴＳ）×穴広げ率（λ）／１００が２１０以上である場合を強度と伸びフランジ性のバランス（ＴＳ−λバランス）に優れていると評価した。
【００５５】
［組織観察（ミクロ組織観察）］
マルテンサイトは、次のような方法で分率を測定した。上記で得られた鋼板の圧延方向に垂直な断面を研磨し、ナイタール腐食を行った後、走査型電子顕微鏡により、１視野が約３０μｍ×３０μｍの測定領域を、倍率３，０００倍で観察した。観察は３視野について行い、点算法によって測定したマルテンサイト面積率の算術平均を求めた。
【００５６】
フェライトは、次のような方法で分率を測定した。フェライトを同定するために、上記で得られた鋼板の圧延方向に垂直な断面に対して、走査型電子顕微鏡を用いたＥＢＳＰ法により、結晶方位解析を行った。ＥＢＳＰ法では、０．１μｍのステップサイズで約３０μｍ×３０μｍの測定領域の結晶方位を測定した。結晶方位差が１５°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒内の隣接する２点間の方位差を全て計算し、それを粒内全体について平均化した値を平均粒内方位差とし、それが０．３５°以下のものをフェライトとして同定した。観察は、倍率３，０００倍で３視野について行い、点算法によって測定したフェライト面積率の算術平均を求めた。
【００５７】
走査型電子顕微鏡を用いたＥＢＳＰ法による結晶方位解析について、鉄と鋼、ｖｏｌ．９４（２００８）Ｎｏ.８、ｐ３１３を参考にした。
【００５８】
尚、ベイナイトの分率は、全組織（１００面積％）から上記フェライトおよびマルテンサイトの分率を差し引いて求めた。
【００５９】
これらの測定結果を表３に示す。
【００６０】
【表３】
0005432802.tif 000004
【００６１】
表１〜３より次のように考察することができる。即ち、実験Ｎｏ．１〜６、１５〜２１は本発明で規定する要件を満たしているので、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、高降伏比を示し、かつＴＳ−ＥＬバランス、更にはＴＳ−λバランスにも優れたものが得られている。これに対し、実験Ｎｏ．７〜１４、２２〜２６は、本発明で規定する要件を満たしていないため、所望の特性が得られていない。
【００６２】
詳細には、実験Ｎｏ．７、８、１３は、低温保持温度Ｔ２が高すぎるため、マルテンサイト分率が規定範囲を超えてしまい、高降伏比を達成することができなかった。
【００６３】
実験Ｎｏ．９は、Ｃ量が不足した鋼種Ｃを用い、かつ低温保持温度Ｔ２が高すぎるため、フェライト、マルテンサイト分率が共に規定範囲を超えてしまい、高降伏比を達成することができなかった。
【００６４】
実験Ｎｏ．１０、２４は、Ｃ量が不足した鋼種Ｃ（Ｎｏ．１０）、鋼種Ｑ（Ｎｏ．２４）を用いているため、フェライトが過剰に生成して高強度および高降伏比を達成することができなかった。
【００６５】
実験Ｎｏ．１１、２５は、Ｍｎ量が不足した鋼種Ｉを用いているため、フェライトが過剰に生成して高強度および高降伏比を達成することができなかった。
【００６６】
実験Ｎｏ．１２は、均熱温度Ｔ１が低すぎるため、フェライトが過剰に生成し、かつフェライト中に加工歪みが残存して、優れた伸び特性が得られなかった。
【００６７】
実験Ｎｏ．１４は、低温保持時間ｔ２が短すぎるため、ベイナイトが十分生成されず、マルテンサイトが過剰となって降伏比の低いものとなった。
【００６８】
実験Ｎｏ．２２は、低温保持温度Ｔ２が高すぎるため、マルテンサイト分率が規定範囲を超えてしまい、高降伏比を達成することができなかった。更にマルテンサイト分率が高く、引張強度（ＴＳ）も高くなっているため、伸び特性（Ｅｌ）も劣っている。
【００６９】
実験Ｎｏ．２３は、低温保持時間ｔ２が短すぎるため、ベイナイトが十分生成されず、マルテンサイトが過剰となって降伏比の低いものとなった。更にマルテンサイト分率が高く、引張強度（ＴＳ）も高くなっているため、伸び特性も劣っている。
【００７０】
実験Ｎｏ．２６は、Ｍｎ量が過剰であるため、フェライトが生成されず、かつマルテンサイトが過剰となり、伸び特性の劣るものとなった。
【００７１】
図４は、本実施例において得られた鋼板の組織分率を示す図であるが、本発明に係る鋼板は、フェライトおよびマルテンサイトの分率が規定範囲内にあることがわかる。また図５は、本実施例において得られた鋼板の機械的特性を示す図であるが、フェライトおよびマルテンサイトの分率を上記図４の範囲内とすることで、高強度領域において、高降伏比と優れた加工性（具体的には優れた強度−伸びバランス）を兼備できることがわかる。
【００７２】
なお、本実施例は、めっき前の鋼板を用いたものであるが、溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきを行なっためっき鋼板においても上述した優れた特性をそのまま具備していることを、実験により確認している。
【００７３】
［実施例２］
表４に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によりスラブ鋼（板厚：２３０ｍｍ）を作製した後、２．３ｍｍ厚まで熱間圧延した（熱間圧延における仕上げ圧延温度は８８０℃、巻取温度は５６０℃である）。次いで得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、１．４ｍｍ厚まで冷間圧延した（冷延率：３９％）。
【００７４】
次いで、表５に示す焼鈍条件で、めっき連続焼鈍ラインにて焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。なお、溶融亜鉛めっき処理は、低温保持工程後に行い、めっき処理後に３次冷却を実施した。この際のめっき浴温度は４５０℃、めっき浴滞在時間は２秒とした。
【００７５】
【表４】
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【００７６】
【表５】
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【００７７】
上記の様にして得られた各溶融亜鉛めっき鋼板について、機械的特性（引張強度、降伏比、伸び）の測定、伸びフランジ性の評価、および組織観察を実施例１と同様にして行った。その結果を表６に示す。
【００７８】
【表６】
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【００７９】
表４〜６より次のように考察することができる。即ち、実験Ｎｏ．２７〜２９は本発明で規定する要件を満たしているので、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、高降伏比を示し、かつＴＳ−ＥＬバランス、更にはＴＳ−λバランスにも優れたものが得られている。これに対し、実験Ｎｏ．３０は、マルテンサイト分率が規定範囲を超えてしまい、高降伏比を達成することができなかった。
【００８０】
本実施例の結果より、本発明の要件を満足するＧＩ鋼板は、良好な特性を兼ね備えていることが確認された。本実施例ではＧＩ鋼板の結果を示しているが、その後に合金化処理を行なったＧＡ鋼板においても、本発明の要件を備えているものは良好な特性を兼ね備えていることを確認している。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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