(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物からなる高強度高延伸鋼板であって、前記高強度高延伸鋼板の内部組織はベイナイト及び残留オーステナイトからなり、前記ベイナイトの平均ラス（ｌａｔｈ）幅が０．３μｍ以下であり、かつ前記残留オーステナイトの平均ラス幅が０．３μｍ以下であり、降伏強度が７００ＭＰａ以上であって、延伸率が２０％以上である、高強度高延伸鋼板。
【請求項２】
前記鋼板は、Ａグループ及びＢグループのうちの少なくとも一つのグループをさらに含む請求項１に記載の高強度高延伸鋼板：
Ａグループ：重量％で、０．５％以下のＭｏ及び１．０％以下のＣｒから選択される１種または２種、
Ｂグループ：重量％で、０．００５％以下のＢ及び０．０６％以下のＴｉから選択される１種または２種。
【請求項３】
前記鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項１または２に記載の高強度高延伸鋼板。
【請求項４】
前記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板のうちの１種である、請求項１または２に記載の高強度高延伸鋼板。
【請求項５】
前記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板のうちの１種である、請求項３に記載の高強度高延伸鋼板。
【請求項６】
前記鋼板は、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板のうちの１種であって、前記鋼板のＡｌの含量は、０．０１〜１．０重量％である、請求項１または２に記載の高強度高延伸鋼板。
【請求項７】
前記鋼板は、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板のうちの１種であって、前記鋼板のＡｌの含量は、０．０１〜１．０重量％である、請求項３に記載の高強度高延伸鋼板。
【請求項８】
重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物からなるスラブを熱間圧延して、
Ａｒ３変態点以上にて熱間圧延を仕上げて、
Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で巻取りして、
ベイナイト及び残留オーステナイトからなり、前記ベイナイトの平均ラス（ｌａｔｈ）幅が０．３μｍ以下であり、かつ前記残留オーステナイトの平均ラス幅が０．３μｍ以下である内部組織を有し、降伏強度が７００ＭＰａ以上であって、延伸率が２０％以上である鋼板を得る、
高強度高延伸熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記熱延鋼板は、Ａグループ及びＢグループのうちの少なくとも一つのグループをさらに含む、請求項８に記載の高強度高延伸熱延鋼板の製造方法：
Ａグループ：重量％で、０．５％以下のＭｏ及び１．０％以下のＣｒから選択される１種または２種、
Ｂグループ：重量％で、０．００５％以下のＢ及び０．０６％以下のＴｉから選択される１種または２種。
【請求項１０】
重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物からなるスラブを熱間圧延して、Ａｒ３変態点以上にて熱間圧延を仕上げる熱間圧延ステップと、
前記の熱間圧延された熱延鋼板を６５０℃以下にて巻取りする巻取りステップと、
前記熱延鋼板を冷間圧延した後、Ａｃ３温度以上にて焼鈍した後に冷却するステップと、
前記冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で過時効処理する時効処理ステップと、
を含んで、ベイナイト及び残留オーステナイトからなり、前記ベイナイトの平均ラス（ｌａｔｈ）幅が０．３μｍ以下であり、かつ前記残留オーステナイトの平均ラス幅が０．３μｍ以下である内部組織を有し、降伏強度が７００ＭＰａ以上であって、延伸率が２０％以上である鋼板を得る、
高強度高延伸冷延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記冷延鋼板は、Ａグループ及びＢグループのうちの少なくとも一つのグループをさらに含む、請求項１０に記載の高強度高延伸冷延鋼板の製造方法：
Ａグループ：重量％で、０．５％以下のＭｏ及び１．０％以下のＣｒから選択される１種または２種、
Ｂグループ：重量％で、０．００５％以下のＢ及び０．０６％以下のＴｉから選択される１種または２種。
【請求項１２】
重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物からなるスラブを熱間圧延して、Ａｒ３変態点以上にて熱間圧延を仕上げる熱間圧延ステップと、
前記の熱間圧延された熱延鋼板を６５０℃以下にて巻取りする巻取りステップと、
前記熱延鋼板を冷間圧延した後、Ａｃ３温度以上にて焼鈍した後に冷却するステップと、
前記冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で過時効処理する時効処理ステップと、
前記時効処理した冷延鋼板をメッキ槽を通過させて鋼板表面にメッキ層を形成させるステップと、
を含んで、ベイナイト及び残留オーステナイトからなり、前記ベイナイトの平均ラス（ｌａｔｈ）幅が０．３μｍ以下であり、かつ前記残留オーステナイトの平均ラス幅が０．３μｍ以下である内部組織を有し、降伏強度が７００ＭＰａ以上であって、延伸率が２０％以上である鋼板を得る、
高強度高延伸亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記亜鉛メッキ鋼板は、Ａグループ及びＢグループのうちの少なくとも一つのグループをさらに含む、請求項１２に記載の高強度高延伸亜鉛メッキ鋼板の製造方法：
Ａグループ：重量％で、０．５％以下のＭｏ及び１．０％以下のＣｒから選択される１種または２種、
Ｂグループ：重量％で、０．００５％以下のＢ及び０．０６％以下のＴｉから選択される１種または２種。
【請求項１４】
重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物からなるスラブを熱間圧延して、Ａｒ３変態点以上にて熱間圧延を仕上げる熱間圧延ステップと、
前記の熱間圧延された熱延鋼板を６５０℃以下にて巻取りする巻取りステップと、
前記熱延鋼板を冷間圧延した後、Ａｃ３温度以上にて焼鈍した後に冷却するステップと、
前記冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で過時効処理する時効処理ステップと、
前記時効処理した冷延鋼板をメッキ槽を通過させて鋼板表面にメッキ層を形成させるステップと、
前記メッキ層を形成した亜鉛メッキ鋼板を合金化熱処理して亜鉛メッキ合金化鋼板を製造するステップと、
を含んで、ベイナイト及び残留オーステナイトからなり、前記ベイナイトの平均ラス（ｌａｔｈ）幅が０．３μｍ以下であり、かつ前記残留オーステナイトの平均ラス幅が０．３μｍ以下である内部組織を有し、降伏強度が７００ＭＰａ以上であって、延伸率が２０％以上である鋼板を得る、
高強度高延伸亜鉛メッキ合金化鋼板の製造方法。
【請求項１５】
前記亜鉛メッキ合金化鋼板は、Ａグループ及びＢグループのうち少なくとも一つのグループをさらに含む、請求項１４に記載の高強度高延伸亜鉛メッキ合金化鋼板の製造方法：
Ａグループ：重量％で、０．５％以下のＭｏ及び１．０％以下のＣｒから選択される１種または２種、
Ｂグループ：重量％で、０．００５％以下のＢ及び０．０６％以下のＴｉから選択される１種または２種。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の内板及び構造部材に使用することができる鋼板及びその製造方法に関し、より詳しくは、高強度、高延伸鋼板及び熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、環境保存のために二酸化炭素の排出量を規制しており、自動車の燃費改善に対する要求が増加されている。また、衝突の際に乗客の安全を確保するために自動車その車体の衝突特性を中心とする安全性向上も要求されている。前記のような自動車その車体の軽量化と安定性をともに達成するための方案として高強度鋼板の加工性向上が要求されている。
【０００３】
使用の鋼板の降伏強度と引張強度が増加すればするほど車体の軽量化効果が増加されるので自動車業界では、高強度鋼板を採用しようとする工夫が続いている。近頃には、引張強度９８０ＭＰａ級以上のＡＨＳＳ（Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｈｉｇｈ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｓｔｅｅｌ）鋼の適用が行われている。しかし、９８０ＭＰａ級以上の高い強度の場合には、相対的に延伸率が下がるという短所がある。
【０００４】
これを補完するために残留オーステナイトを活用するＴＲＩＰ鋼の開発が行っているが、相変わらず引張強度と延伸率の積が２５、０００ＭＰａ％を超えることができず、強度と延伸率の均衡がよくないという短所がある。
【０００５】
特許文献１を基に特許文献２と特許文献３などに高炭素高合金鋼を低温にて恒温変態させ微細なベイナイトを得て高軽度、高強度、高延性の鋼鉄を製造する方法が記述されている。
【０００６】
前記の発明には、一定性分の鋼を均質化処理した後空冷を行って、この鋼をさらに加熱した後恒温変態させて少なくとも５０％のベイナイト組織を有するか、または少なくとも６５％以上のベイナイト組織を有し、組織の残りは残留オーステナイト相に構成される鋼を製造する方法を提案している。これを介してＨｖ４０９以上の超高強度鋼を製造する方案を提示しているが、変態時間がかかりすぎて熱延や焼鈍工程に適用できないという短所がある。
【０００７】
また、特許文献４では、一定成分からなる鋼材をオーステナイト化処理した後、Ｂｓ温度直下からＢｓ−１００℃間の温度にて恒温変態させることで１０００ＭＰａ以上の引張強度と１０％以上の延伸率を得る方法を提案しているが、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏなど高価の合金元素が添加されて製造単価が非常に高価であることと熱延鋼板にだけ制限されるという短所がある。
【０００８】
Ｓａｎｄｖｉｋなどは、非特許文献１で、Ｃ：０．６５〜０．９９重量％、Ｓｉ：２〜２．７８重量％、Ｍｎ：０．５重量％、Ｃｒ：０．０２〜０．７９重量％、Ｔｉ：０〜０．０３重量％の添加鋼を活用してオーステナイト熱処理した後、２９０〜３８０℃の温度で熱処理した超高強度鋼を提案しているが、Ｓｉの含量が非常に高く、圧延性が非常に劣るため、熱間圧延及び冷間圧延の適用が困難で、熱延鋼板だけに制限されるという短所がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】英国特許９９１８２４０
【特許文献２】ＵＳ６，８８４，３０６  Ｂ１
【特許文献３】日本国特許３７５１２５０号
【特許文献４】大韓民国特許２００７−０１２６２０２
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】Ｍｅｔａｌ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ（ｐ２１３〜２２０，１９８１）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、前記従来の問題を解決するために、鋼の成分系及びベイナイトと残留オーステナイトのラス（ｌａｔｈ）幅を制御して高強度、高延伸の鋼板を提供して、また、本発明の他の目的は、高強度、高延伸の熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板を製造することができる方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明の一実施例は、重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含む鋼板であって、前記鋼板の内部組織は、ベイナイトと残留オーステナイトからなり、ベイナイトの平均レス（ｌａｔｈ）幅：０．３μｍ以下、残留オーステナイトの平均レス幅：０．３μｍ以下である鋼板に関する。前記鋼板は、降伏強度：７００ＭＰａ以上、引張強度：９８０ＭＰａ以上、及び延伸率：２０％以上であることができる。また、前記鋼板は重量％で、０．５％以下のＭｏ及び１．０％以下のＣｒのうち１種または２種をさらに含むことができる。また、前記鋼板は、重量％で、０．００５％以下のＢ及び０．０６％以下のＴｉをさらに含むことができる。
【００１３】
また、本発明の他の実施例は、重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％，Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含むスラブを熱間圧延してＡｒ３変態点以上で熱間圧延を仕上げして、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で巻取りすることを含む、高強度高延伸熱延鋼板の製造方法に関する。
【００１４】
また、本発明の他の実施例は、重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％，Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含む鋼を熱間圧延して、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を仕上げる熱間圧延ステップ、前記のように熱間圧延された熱延鋼板を６５０℃以下で巻取りする巻取りステップ、前記熱延鋼板を冷間圧延した後、Ａｃ３温度以上で焼鈍した後冷却するステップ、及び前記冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で過時効処理する時効処理ステップを含む、高強度高延伸冷延鋼板の製造方法に関する。
【００１５】
また、本発明の他の実施例は、重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％，Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含むスラブを熱間圧延して、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を仕上げる熱間圧延ステップ、前記のように熱間圧延された熱延鋼板を６５０℃以下で巻取りする巻取りステップ、前記熱延鋼板を冷間圧延した後、Ａｃ３温度以上にて焼鈍した後冷却するステップ、前記冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で過時効処理する時効処理ステップ、及び前記時効処理した冷延鋼板をメッキ槽を通過させて鋼板表面にメッキ層を形成させるステップを含む高強度高延伸亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関する。
【００１６】
また、本発明の他の実施例は、重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％，Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含むスラブを熱間圧延して、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を仕上げる熱間圧延ステップ、前記のように熱間圧延された熱延鋼板を６５０℃以下で巻取りする巻取りステップ、前記熱延鋼板を冷間圧延した後、Ａｃ３温度以上にて焼鈍した後冷却するステップ、前記冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で過時効処理する時効処理ステップ、前記時効処理した冷延鋼板をメッキ槽を通過させて鋼板表面にメッキ層を形成させるステップ及び前記メッキ層を形成した亜鉛メッキ鋼板を合金化熱処理して亜鉛メッキ合金化鋼板を製造するステップを含む、高強度高延伸亜鉛メッキ合金化鋼板の製造方法に関する。
【発明の効果】
【００１７】
本発明は、自動車鋼板の軽量化と衝突安定性の向上に寄与することができる、降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上、及び延伸率が２０％以上である、鋼板、熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板、及び亜鉛メッキ合金化鋼板を提供する。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】図１は本発明による発明例１３の微細組織の写真であり、図１Ｂは図１Ａに示す写真の拡大写真である。
【図２】図２は比較例１８の微細組織の写真であり、図２Ｂは図２Ａに示す写真の拡大写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、本発明の成分系を説明する。
【００２０】
Ｃ：０．５〜１．０重量％
Ｃの含量が０．５重量％未満である場合には強度の確保は可能であるが、安定な残留オーステナイトの安定性が劣位して２０％以上の延伸率の確保が困難となる恐れがある。一方、Ｃの含量が１．０重量％を超える場合には、ベイナイト変態が著しく遅くなりパーライトの生成が促進されることによってむしろ物性が劣化する恐れがある。よって、前記Ｃの含量は、０．５〜１．０重量％の範囲に限定することが好ましい。
【００２１】
Ｍｎ：０．０１〜２．０重量％
Ｍｎは、鋼の製造工程のうちに不可避に含有されるＳとＦｅが結合したＦｅＳ形成によって赤熱脆性を防止するために添加されるが、Ｍｎの含量が０．０１重量％未満である場合には、その含量が少な過ぎて赤熱脆性が生じる恐れがある。一方、Ｍｎの含量が２．０重量％を超える場合には、ベイナイト変態速度を遅くして焼鈍工程の生産性を阻害する恐れがある。よって、前記Ｍｎの含量は、０．０１〜２．０重量％の範囲に限定することが好ましい。
【００２２】
Ｓｉ：１．０〜２．０重量％
Ｓｉは、パーライト変態を促進させて未変態オーステナイト中のＣの含量を増加させて最終製品の残留オーステナイト分率を向上させるので、鋼中への積極的な添加を要する元素である。
【００２３】
本発明のように残留オーステナイトを含有する変態組織鋼の生成のためには、Ｓｉは必然的に添加され、Ｓｉの含量が１．０重量％未満である場合には残留オーステナイトの安定化効果が大きくならない恐れがある。一方、Ｓｉの含量が２．０重量％を超える場合には熱間圧延及び冷間圧延の際にクラックが生じるなど圧延性が低下する恐れがある。よって、前記Ｓｉの含量は１．０〜２．０重量％の範囲に限定することが好ましい。
【００２４】
Ａｌ：０．０１〜２．０重量％
Ａｌは、二つの目的を有して添加されるが、その一つは鋼中に存在する酸素を除去して凝固の際に非金属介在物の形成を防止して、他の一つは本発明のように残留オーステナイトを安定化させるためのＣのオーステナイトへの拡散を促進するためである。
【００２５】
Ａｌの含量が０．０１重量％未満である場合には、前記添加目的を達することができず、２．０重量％を超える場合には製鋼の原単位の上昇が問題になる恐れがある。よって、前記Ａｌの含量は、０．０１〜２．０重量％の範囲に限定することが好ましい。
【００２６】
しかし、本発明で冷間圧延の後に焼鈍を行う冷延鋼板、メッキ鋼板、メッキ合金化鋼板の場合には、Ａｌの含量が過多になる場合にＡｃ３温度が高くなることによってＡｃ３以上の温度においての熱処理が実際的に困難になる恐れがあるので、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板に対しては上限を１．０重量％に限定することが好ましい。
【００２７】
Ｓ：０．０１２重量％以下
前記Ｓは、ＦｅＳ形成によって赤熱脆性の問題を誘発するので、Ｓの量を少なくするように管理することが必要であるので、０．０１２重量％以下に制限する。下限を規定しない理由は、前記の同じ理由でＳの量を下げれば下げるほど有利であるため制限はしない。
【００２８】
Ｍｏ及びＣｒは、必要に応じて選択的に添加される成分である。
Ｍｏ：０．５重量％以下
前記Ｍｏは、パーライト相の生成を抑制するために添加されるが、０．５重量％を超える場合には、高価のＭｏに起因して製造原価が急上昇する。よって、Ｍｏの含量は、０．５重量％以下の範囲に限定することが好ましい。
【００２９】
Ｃｒ：１．０重量％以下
前記Ｃｒは、フェライト生成を抑制しベイナイト変態を促進するために添加されることができるが、１．０重量％を超える場合にＣｒ炭化物の形成が促進されることによって固溶Ｃ量が低減する恐れがある。よって、前記Ｃｒの含量は、１．０重量％以下の範囲に限定することが好ましい。
【００３０】
Ｂ及びＴｉは、必要に応じて選択的に添加することができ、Ｂの効果を極大化するためには、不純物として存在するＮとＢが結合することを抑制するために、Ｔｉを共に添加することができる。
【００３１】
Ｂ：０．００５重量％以下
前記Ｂは、フェライトの生成を抑制するためにさらに添加されるが、Ｂが０．００５重量％を超える場合には、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６化合物の生成が促進され、フェライト生成がむしろ促進される恐れがある。よって、前記Ｂの含量は０．００５重量％以下の範囲に限定することが好ましい。
【００３２】
Ｔｉ：０．０６重量％以下
Ｔｉの含量が０．０６重量％を超える場合には、十分にＮ（通常０．０１％以下の濃度に不純物として存在）を除去してからも、剰余Ｔｉが多量に残ってＣと結合する問題がある。よって、前記Ｔｉの含量は、０．０６重量％以下の範囲に限定することが好ましい。
【００３３】
以下、本発明の鋼板の内部組織、降伏強度、引張強度及び延伸率に対して説明する。
【００３４】
前記内部組織は、ベイナイトと残留オーステナイトからなっており、前記ベイナイトは等軸晶の多角形フェライトがない組織であって、炭化物が存在しないベイナイトが好ましい。
【００３５】
一般的に、ＴＲＩＰ鋼の微細組織は、残留オーステナイトを含有しなければならなく、技術的には、が０％を超える残留オーステナイト分率で含有することによって、延性の向上に残留オーステナイトが実質的な役割を果たす鋼を意味する。よって、本発明の実施形態として、ＴＲＩＰ鋼である場合には、微細組織は、残留オーステナイト分率が０％を超えて残部はベイナイトであることが好ましい。但し、本発明の微細組織は、残留オーステナイト分率が１０〜４０％の範囲で、残部はベイナイトであることがより好ましい。残留オーステナイトの分率が１０％未満である場合には、公知のＴＲＩＰ鋼と類似な水準であり、４０％を超える場合には残留オーステナイトの安定性が劣化されるためである。
【００３６】
また、ベイナイト及び残留オーステナイトの平均ラス（ｌａｔｈ）幅を、各々０．３μｍ以下に限定する。平均ラス幅が０．３μｍを超える場合、組織が微細にできないため、強度の確保が困難である。よって、前記ベイナイトと残留オーステナイトの平均ラス幅は、０．３μｍ以下の範囲に限定することが好ましい。
【００３７】
また、前記鋼板は降伏強度が７００ＭＰａ以上で、引張強度は９８０ＭＰａ以上であり、延伸率は２０％以上である。降伏強度が７００ＭＰａ未満である場合には自動車の構造部材として使用することには不適合であって、引張強度が９８０ＭＰａ以上である場合を超高強度鋼とする。また、延伸率が２０％以上でないと延伸率が一定水準にないため、加工性向上の効果も期待することができない。
【００３８】
前記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板のうち１種である。
【００３９】
以下、本発明の熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板、亜鉛メッキ合金化鋼板の製造方法に対して説明する。
【００４０】
本発明に適する熱延鋼板の製造方法によるスラブを通常の方法で再加熱して熱間圧延を行う。
【００４１】
熱延鋼板の場合、Ａｒ３変態点以上にて熱間圧延を仕上げて、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で巻取りする。
【００４２】
熱間圧延の仕上げ温度をＡｒ３変態点以上に限定することは、二相域圧延が行われることを防止するためである。Ａｒ３変態点未満である場合には、二相域圧延が行われて不均一結晶粒組織が発生する恐れがある。よって、熱間圧延の仕上げ温度は、Ａｒ３変態点以上に限定することが好ましい。
【００４３】
また、巻取り温度がＭｓ未満である場合には、マルテンサイトに変態することによって、ベイナイトと残留オーステナイト組織を得ることが困難になる恐れがある。一方、巻取り温度が４５０℃を超えて巻取りを行う場合、パーライト変態が生じる恐れがある。よって、巻取り温度は、Ｍｓ〜４５０℃の範囲に限定することが好ましい。
【００４４】
冷延鋼板の場合、重量％で、Ｃ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％，Ｓ：０．０１２％以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含む鋼を熱間圧延して、Ａｒ３変態点以上にて熱間圧延を仕上げて６５０℃以下にて巻取りを行い、冷間圧延した後、Ａｃ３温度以上にて焼鈍を行った後に冷却した後、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜４５０℃の範囲で過時効処理を行う。
【００４５】
熱間圧延の仕上げ温度をＡｒ３変態点以上に限定するのは、二相域圧延が行われることを防止するためである。Ａｒ３変態点未満である場合には、二相域圧延が行われて不均一結晶粒組織が発生する恐れがある。よって、熱間圧延の仕上げ温度は、Ａｒ３変態点以上に限定することが好ましい。
【００４６】
巻取り温度が６５０℃を超える場合、表面脱炭が非常に激しく生じる恐れがある。但し、下限を制限しない理由は、冷間圧延の後に焼鈍によって新たな組織を具現するので冷間圧延の前の微細組織は最終組織に大きな影響を及ぼすことができないためである。
【００４７】
過時効処理温度がＭｓ未満である場合にはマルテンサイトに変態することによって、ベイナイトと残留オーステナイト組織を得ることが困難になる恐れがある。一方、４５０℃を超えて巻取りを行う場合、パーライト変態が生じる恐れがある。よって、時効処理温度は、Ｍｓ〜４５０℃に限定することが好ましい。
【００４８】
そして、前記冷延鋼板をメッキ槽を通過させて亜鉛メッキ鋼板を製造して、前記亜鉛メッキ鋼板を合金化熱処理して亜鉛メッキ合金化鋼板を製造することができる。
【００４９】
以下、実施例を介して本発明をより詳しく説明する。
【００５０】
（実施例）
下記、表１に示す成分系を有する鋼塊を厚さ９０ｍｍ、幅１７５ｍｍに製造して１２００℃にて１時間再加熱した後、熱延して厚さが３ｍｍになるように熱間圧延を行った。一部は、熱延鋼板の試料として用いて、残りは冷延鋼板用の試料として、冷間圧延の後に焼鈍熱処理を行った。
【００５１】
熱延鋼板用の試料の熱間圧延仕上げ温度は、Ａｒ３変態点以上とし、冷却の後に４００℃に予め過熱された炉に装入して１時間維持した後、炉冷させて熱延巻取りを行った。
【００５２】
一方、冷延鋼板用の試料は、下記表３に示すように、６００℃に予め加熱された炉に装入して１時間維持した後、炉冷を行うことによって熱延巻取りを行って、熱間圧延された板材をさらに６０％に冷間圧延して１．２ｍｍに仕上げた後、８４０〜９００℃にて焼鈍を行って、４００℃にてベイナイト変態を行った。
【００５３】
【表１】
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【００５４】
前記表１に示した成分系の鋼種を４００、６００℃にて巻取りした後、熱延鋼板の降伏強度と引張強度及び延伸率を測定した結果を表２に示し、前記表１に示した成分系の鋼種を６００℃にて巻取りした後に焼鈍し、時効処理した冷延鋼板の降伏強度、引張強度及び延伸率を測定した結果を、下記表３に示した。
【００５５】
【表２】
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【００５６】
前記表２に示すように、発明例１〜８は、４００℃にて巻取り、降伏強度は７００ＭＰａ以上であって、引張強度は９８０ＭＰａ以上であり、延伸率は２０％以上であることを確認することができる。一方、比較例１〜１３は、６００℃にて巻取りを行って、降伏強度は７００ＭＰａ未満であるか、または引張強度は９８０ＭＰａ未満もしくは、延伸率が２０％未満であるように要求される物性の一部もしくは全部を満たさないことを確認することができる。
【００５７】
【表３】
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【００５８】
前記表３に示すように、発明例９〜１７は、８４０〜９００℃にてオーステナイト単相域熱処理を行って、降伏強度は７００ＭＰａ以上であって、引張強度は９８０ＭＰａ以上であり、延伸率は２０％以上であることを確認することができる。
【００５９】
一方、Ａｌの含量が１．０重量％を超えてＣの含量が０．５重量％未満である比較例１５〜２０は、降伏強度が７００ＭＰａ未満であり、延伸率が２０％未満であることを確認することができる。これは、Ｃの含量が低いことによって適当な強度を確保することができず、Ｃが低くてＡｌが高いことに起因してＡｃ３温度が上昇することによる二相域熱処理が行われることによるフェライト生成が原因であることがわかる。
【００６０】
図１は、発明例１３の微細組織の写真であって、図１Ｂは、図１Ａを拡大した写真であり、相対的に暗い部分がベイナイト部分で明るい部分がオーステナイトである。各々の平均ラス幅が０．３μｍ以下に非常に微細な組織であることがわかる。
【００６１】
一方に、図２は比較例１８の微細組織の写真であって、図２Ｂは、図２Ａを拡大した写真であり、相対的に暗い部分がベイナイト部分で、明るい部分がオーステナイトである。また、多角形フェライトが存在し、組織が相対的に非常に粗大であることがわかる。
【図１（ａ）】
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【図１（ｂ）】
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【図２（ａ）】
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【図２（ｂ）】
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