(57)【要約】【課題】粗大な炭化物の析出の抑制、又は、炭化物を溶解することによって成形中に破断しにくく、かつ、残留オーステナイト量の増加によって強度-延性バランスが向上した鋼板及びその製造方法の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｓｉ：０．００５％以上、Ａｌ：０．００５％以上、ただし、Ｓｉ＋Ａｌ：０．８〜２．５％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、上記不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下に制限した化学組成を有し、ミクロ組織が、面積率で１０〜６０％のフェライト、２〜３０％の残留オーステナイト、１０％以下のマルテンサイト、および残部ベイナイトからなり、セメンタイトの重量密度が５ｍｇ／ｃｍ３以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。この鋼板の製造方法は、焼鈍の加熱温度および冷却条件を限定して上記のミクロ組織を得る。【選択図】図１
2011153336.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．４０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｓｉ：０．００５％以上、
Ａｌ：０．００５％以上、
ただしＳｉ＋Ａｌ：０．８〜２．５％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
上記不可避的不純物のうち、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００６％以下
に制限した化学組成を有し、
ミクロ組織が、面積率で１０〜６０％のフェライト、２〜３０％の残留オーステナイト、１０％以下のマルテンサイト、および残部ベイナイトからなり、セメンタイトの重量密度が５ｍｇ／ｃｍ３以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．８％、
Ｍｏ：０．０１〜０．３％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、
Ｖ：０．００１〜０．１０％、
Ｗ：０．００１〜０．１０％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％以下
を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｚｒを１種または２種以上を含有し、
質量％で、
Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｍｇ＋Ｚｒ：０．０００５％〜０．０５％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度鋼鈑の製造方法であって、請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブを８５０℃以上の仕上温度で熱間圧延し、３５０〜６００℃に冷却して巻取り、その後４０〜８５%の冷間圧延を施し、Ａｃ１〜Ａｃ３に加熱して焼鈍し、１０〜２００℃／ｓで冷却して、３５０〜４５０℃の温度範囲で６０〜９００ｓ保持し、更に冷却し、上記熱延後の組織中のパーライトの平均面積Ａ（μｍ２）と、焼鈍の平均加熱温度Ｔ（℃）と、焼鈍の加熱時間ｔ（ｓ）とが下式（１）の関係を満たすことを特徴とする延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／α＞１１０      式（１）
ただし、α＝（１＋０．３Ｓｉ＋０．５Ａｌ＋Ｃｒ＋０．５Ａ）
【請求項８】
請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法であって、請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブを、請求項７に記載した熱間圧延、冷却、巻取り、冷間圧延を施した後、
Ａｃ１〜Ａｃ３の温度域に１０〜３００ｓ保持した後、３〜２００℃／ｓにて冷却を行い、３５０〜５５０℃の温度域にて、１５〜１２００ｓ保持し、溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃にて合金化を行い、更に冷却し、上記熱延後の組織中のパーライトの平均面積Ａ（μｍ２）と、焼鈍の平均加熱温度Ｔ（℃）と、焼鈍の加熱時間ｔ（ｓ）とが下式（１）の関係を満たすことを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／α＞１１０      式（１）
ただし、α＝（１＋０．３Ｓｉ＋０．５Ａｌ＋Ｃｒ＋０．５Ａ）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の車体、部品等の軽量化と安全性とを両立させるために、素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、延性や穴広げ性などが低下し、成形性が損なわれる。従って、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、強度、延性及び穴広げ性などのバランスが必要である。
【０００３】
このような要求に対して、これまでに、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆるＴＲＩＰ鋼板が提案されている（特許文献１、２）。これらは、Ｃ量やＳｉ量を高めて、残留オーステナイトの安定化と高強度化を図っている。Ｃがオーステナイト中に濃化することによってオーステナイトを安定化させ、室温でも安定的に残留する。
【０００４】
しかし、添加したＣはオーステナイト中に濃化するだけでなく、粗大な炭化物として析出してしまう。すると、残留オーステナイト量の低下による材質劣化や炭化物を起点とした穴広げ時の割れ発生など問題が生じる。
【０００５】
また、炭化物の析出による残留オーステナイト量の減少分を補うために更にＣ量を増加させると、溶接性の低下が問題になる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭６１−２１７５２９号公報
【特許文献２】特開平５−５９４２９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、粗大な炭化物の析出を抑制し、又は、炭化物を溶解することによって、炭化物を起点とした穴広げ時の割れがなく、かつ、残留オーステナイト量の増加による強度-延性バランスが向上した鋼板の製造に成功した。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼の成分及び製造条件を最適化し、焼鈍時の炭化物のサイズを制御することによって強度、延性、穴広げ性に優れた鋼板の製造に成功した。その要旨は以下のとおりである。
【０００９】
（１）質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．４０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｓｉ：０．００５％以上
Ａｌ：０．００５％以上
ただし、Ｓｉ＋Ａｌ：０．８〜２．５％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
上記不可避的不純物のうち、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００６％以下
に制限した化学組成を有し、
ミクロ組織が、面積率で１０〜６０％のフェライト、２〜３０％の残留オーステナイト、１０％以下のマルテンサイト、および残部ベイナイトからなり、セメンタイトの重量密度が５ｍｇ／ｃｍ３以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
【００１０】
（２）質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．８%、
Ｍｏ：０．０１〜０．３%、
Ｎｉ：０．０１〜５%、
Ｃｕ：０．０１〜５%
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【００１１】
（３）質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００１〜０．１０％
Ｖ：０．００１〜０．１０％
Ｗ：０．００１〜０．１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（２）のいずれかに記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【００１２】
（４）質量％で、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％以下
を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【００１３】
（５）Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｚｒを１種または２種以上を含有し、
質量％で、Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｍｇ＋Ｚｒ：０．０００５％〜０．０５％であることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【００１４】
（６）合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
【００１５】
（７）上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高強度鋼鈑の製造方法であって、上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブをＡｒ３点以上の仕上温度で熱間圧延し、３５０〜６００℃に冷却して巻取り、その後４０〜８５%の冷間圧延を施し、７５０〜９００℃に加熱して焼鈍し、１０〜２００℃／ｓで冷却して、３５０〜４５０℃の温度範囲で６０〜９００ｓ保持し、更に冷却し、上記熱延後の組織中のパーライトの平均面積Ａ（μｍ２）と、焼鈍の平均加熱温度Ｔ（℃）と、焼鈍の加熱時間ｔ（ｓ）とが下式（１）の関係を満たすことを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１６】
Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／α＞１１０      式（１）
ただし、α＝（１＋０．３Ｓｉ＋０．５Ａｌ＋Ｃｒ＋０．５Ａ）
【００１７】
（８）上記（６）に記載の高強度鋼板の製造方法であって、上記（１）から（５）のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブを、上記（７）に記載した熱間圧延、冷却、巻取り、冷間圧延を施した後、
Ａｃ１〜Ａｃ３の温度域に１０〜３００ｓ保持した後、３〜２００℃／ｓにて冷却を行い、３５０〜５５０℃の温度域にて、１５〜１２００ｓ保持し、溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃にて合金化を行い、更に冷却し、上記熱延後の組織中のパーライトの平均面積Ａ（μｍ２）と、焼鈍の平均加熱温度Ｔ（℃）と、焼鈍の加熱時間ｔ（ｓ）とが下式（１）の関係を満たすことを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１８】
Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／α＞１１０      式（１）
ただし、α＝（１＋０．３Ｓｉ＋０．５Ａｌ＋Ｃｒ＋０．５Ａ）
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、化学組成を適正化し、残留オーステナイト量を所定量確保し、セメンタイト量を低減したことにより、強度と延性および穴広げ性とを兼備して優れた成形性を付与した高強度鋼板が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】図１は、セメンタイト量に及ぼすＴ×ｌｏｇ（ｔ）／（１＋０．３Ｓｉ＋０．５Ａｌ＋Ｃｒ＋０．５Ａ）の影響を示すグラフである。
【図２】図２は、強度と延性と穴広げ性の積に及ぼすＴ×ｌｏｇ（ｔ）／（１＋０．３Ｓｉ＋０．５Ａｌ＋Ｃｒ＋０．５Ａ）の影響を示すグラフである。
【図３】図３は、強度と穴広げ性の積に及ぼすＴ×ｌｏｇ（ｔ）／（１＋０．３Ｓｉ＋０．５Ａｌ＋Ｃｒ＋０．５Ａ）の影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明者らは、熱延時に生じたセメンタイトを焼鈍の加熱時において溶解しその粒径を小さくすると、強度-延性-穴広げ性のバランスが優れることを見出した。以下にその理由について説明する。
【００２２】
ＴＲＩＰ鋼は、焼鈍の過程において、オーステナイト中のＣを濃化させることによって残留オーステナイト量が増加することにより、また当該オーステナイト中のＣ量の増加自体により、引張特性が向上する。しかし、熱延時のセメンタイトが冷延-焼鈍後にも残存している場合には、添加したＣの一部が炭化物として存在するため、オーステナイト量や当該オーステナイト中のＣ量が低下し、強度と延性のバランスが減少する。また、穴広げ試験時において割れの起点となり、成形性が劣化する。
【００２３】
＜セメンタイト量が５ｍｇ／ｃｍ３以下＞
そこで本発明者らは当該セメンタイト量を低減する方法の調査を行った。本発明者らは、熱延板のセメンタイト量並びに焼鈍時の加熱温度Ｔ及び時間ｔと引張特性及び穴広げ性の関係を検討した。その結果、下記式（１）を満たすことによって、焼鈍後のセメンタイトの量が５ｍｇ／ｃｍ３以下になり、強度、延性及び穴広げ性のバランスが向上するとの知見を得た。
【００２４】
Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／α＞１１０      式（１）
ただし、α=（１＋０．３Ｓｉ＋０．５Ａｌ＋Ｃｒ＋０．５Ａ）
より好ましくは、
Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）／α＞１６０      式（２）
である。
【００２５】
熱延巻き取り時に変態したパーライトは焼鈍加熱中に球状化し、粗大なセメンタイトとなる。この粗大セメンタイトはＡｃ１以上の温度での焼鈍で溶解が進み、式（１）、望ましくは式（２）、を満たすとセメンタイトが十分小さくなり、穴広げ時に破断の起点とならず、オーステナイト中に濃化するＣの総量が多くなり残留オーステナイトが増加し、強度と延性のバランスが向上する。
【００２６】
ここで、式（１）の物理的な意味を以下に説明する。
【００２７】
式中のＴ×ｌｏｇ(ｔ)は、炭素や鉄の拡散速度に関係しているものと考えられる。原子が拡散することによって、セメンタイトからオーステナイトへの逆変態が進むためである。
【００２８】
式中のαは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒが多い場合および／又は熱延巻き取り時に析出したパーライトの面積が大きい場合に、その値が大きくなる。αが大きい場合、式（１）望ましくは（２）を満たすためには、Ｔ×ｌｏｇ（ｔ）を大きくするような焼鈍条件にする必要がある。
【００２９】
Ｓｉ及びＡｌ、Ｃｒ、並びに熱延巻き取り時のパーライトの面積率によって式中のαが変化する理由は以下の通りである。
【００３０】
ＳｉやＡｌはセメンタイト析出を抑制する元素であるため、熱延巻き取り時には、まずフェライトや炭化物量が少ないベイナイトの変態が進み、オーステナイト中に炭素が濃化していく。その後、炭素が濃化したオーステナイトからパーライト変態がおこる。このようなパーライトはセメンタイトの割合が多く、その後の焼鈍加熱時において球状化しやすく、溶解しにくい粗大なセメンタイトになりやすい。
【００３１】
Ｃｒはセメンタイトを溶けにくくする元素であるため、式中のαの値を大きくするものと考えられる。
【００３２】
熱延中のパーライトの面積Ａが大きいほど、式中のαが大きくなるのは、当該パーライトの面積率が大きいと、それに対応してセメンタイト量が増大するためであると考えられる。
【００３３】
次に、本発明の鋼板の化学組成の限定理由を説明する。下記において成分元素含有量を示す「％」は「質量％」を意味する。
【００３４】
まず、必須成分について説明する。
【００３５】
＜Ｃ：０．１０〜０．４０％＞
Ｃは、鋼の強度を高め、残留オーステナイトを確保するために、極めて重要な元素である。十分な残留オーステナイト量を得るためには、０．１０％以上のＣ量が必要となる。一方、Ｃを過剰に含有すると、溶接性を損なうため、Ｃ量の上限を０．４０％以下とした。
【００３６】
＜Ｍｎ：０．５〜３．０％＞
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める元素である。十分な焼入れ性を確保するためには、０．５％以上のＭｎの添加が必要である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると延性を損なうため、Ｍｎ量の上限を３．０％とする。
【００３７】
＜Ｓｉ：０．００５％以上＞
＜Ａｌ：０．００５％以上＞
＜Ｓｉ+Ａｌ：０．８〜２．５％＞
Ｓｉ、Ａｌは、脱酸剤であり、０．００５％以上の添加が必要である。
また、ＳｉとＡｌは焼鈍時にフェライトを安定化する元素であり、且、ベイナイト変態時のセメンタイト析出をおさえるためオーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。その効果を得るためには、Ｓi＋Ａｌを０．８％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ、Alが高いほどその効果は大きくなるが、ＳｉやAlを過剰に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などの劣化を招くので、Ｓｉ＋Ａｌの上限を２．５％以下とする。
【００３８】
次に、不可避的不純物について説明する。
【００３９】
＜Ｐ：０．０５％以下＞
Ｐは、不純物であり、過剰に含有すると延性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ量の上限を０．０５％以下とする。
【００４０】
＜Ｓ：０．０２％以下＞
Ｓは、不純物であり、過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、延性及び穴広げ性などの成形性の劣化を招く。したがって、Ｓ量の上限を０．０２％以下とする。
【００４１】
＜Ｎ：０．００６％以下＞
Ｎは、不純物であり、０．００６％を超えると延性の劣化を招く。したがって、Ｎ量の上限を０．００６％以下とする。
【００４２】
以下に、任意成分について説明する。
【００４３】
＜Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ＞
更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上を添加してもよい。Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ，Ｃｕは、鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。しかし、これらの元素を過剰に添加すると、強度が高くなり、延性を損なうことがある。したがって、上限をそれぞれ、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｃｕ：５％以下にすることが好ましい。
【００４４】
＜Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ＞
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗは微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であり、強度確保に有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を添加することが可能である。これを達成するためには，０．０１０％の添加が必要である．一方で，過度の添加は、強度が上昇しすぎて延性が低下するため、上限を０．１０％とした。
【００４５】
＜Ｂ＞
鋼は、Ｂ：０．０００３％以上含有することができる。Ｂは変態を遅らせ鋼の強度を高めることができるが、Ｂ：０．０００３％未満では焼入れ性が弱く、高温でフェライト形成を促すために、必要な強度を得ることができない。一方で、この範囲を超えた添加では、焼き入れ性が強くなりすぎて、フェライト，ベイナイト変態が遅くなるため残留オーステナイト相へのＣ濃化を遅れさせてしまうため、上限を０．００３％とした。
【００４６】
＜Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｚｒ＞
鋼はさらに、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、Ｚｒの１種または２種以上を、単独または合計で０．０００５％以上、０．０５％以下含有することができる。Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｚｒは、硫化物や酸化物の形状を制御して局部延性や穴拡げ性を向上させる。この目的のためには、これらの元素の１種または２種以上を単独または合計で０．０００５％以上添加する必要がある。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、その上限を０．０５％とした。
【００４７】
次に、本発明の鋼板のミクロ組織の限定理由を説明する。
【００４８】
本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトと、残部がベイナイトからなる。各相の量を表す「％」は面積率である。
【００４９】
＜フェライト：１０〜６０％＞
フェライトは、延性に優れる組織であるが、多すぎると強度が減少してしまう。開発の狙いの強度レベルとすればよいが、１０〜６０％とすることによって、優れた強度と延性のバランスが得られる。
【００５０】
＜残留オーステナイト：２〜３０％＞
残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって延性、特に一様伸びを高める組織であり、面積率で、２％以上が必要である。また、加工によってマルテンサイトに変態するため、強度の向上にも寄与する。残留オーステナイトの面積は高いほど好ましいが、面積率で３０％超の残留オーステナイトを確保するためには、Ｃ、Ｓｉ量を増加させる必要があり、溶接性や表面性状を損なう。したがって、残留オーステナイトの面積率の上限を３０％以下とする。
【００５１】
＜マルテンサイト：１０％以下＞
マルテンサイトは硬質の組織であり、強度の確保に有効である。しかし、本発明では、延性を確保するために面積率で１０％を上限とする。
【００５２】
＜残部ベイナイト＞
更に、ベイナイト又はベイニティックフェライトを含む。これらの組織はγ中にCを濃化させるために必要な組織であり、１０％以上含む必要がある。ただし、多量にあると加工硬化特性が高いフェライト量が少なくなり、均一伸びが減少するため、７５％以下にする必要がある。
【００５３】
フェライトの平均結晶粒径は、１０μｍ以下にすることが好ましい。これは、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にすれば、全伸び及び一様伸びを損なうことなく高強度化することができる。また、微細にすると組織が均一になるため、成形中に導入されるひずみが均一に分散し、ひずみ集中が少なく、破断しにくくなるためであると考えられる。
【００５４】
次に、本発明の鋼板の製造方法の限定理由を説明する。
【００５５】
本発明の鋼板は、鋼を常法で溶製し、鋳造して得られた鋼片を熱間圧延し、熱延鋼板に、酸洗、冷間圧延、焼鈍を施して製造する。熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行い、冷間圧延後の焼鈍は、連続焼鈍ラインで行う。更に、冷延鋼板には、スキンパス圧延を行ってもよい。
【００５６】
＜スラブ製造＞
溶鋼は通常の高炉法で溶製されたものの他、電炉法のようにスクラップを多量に使用したものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。
【００５７】
＜熱間圧延＞
熱間圧延の仕上げ温度は、高すぎるとスケール生成を助長し、製品の表面品位及び耐食性等に悪影響を及ぼす。したがって、熱間圧延の仕上げ温度を１０００℃以下にすることが望ましい。また、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃未満であるとフェライト-オーステナイト二相域圧延となり、板の形状が悪くなる場合があるため、仕上げ温度を８５０℃以上とする。
【００５８】
＜冷却後巻取り＞
熱間圧延後、冷却し、巻取り、コイルとする。冷延鋼板の組織を微細にするためには、巻取温度を３５０〜６００℃の範囲内にすることが必要である。巻取温度が３５０℃未満になると、熱延鋼板の組織がマルテンサイト主体となり、冷間圧延の負荷が増大する。一方、巻取温度が６００℃を超えると、パーライトが増加し、冷延鋼板のフェライトの平均粒径が１０μｍ超になり、強度と穴広げ性のバランスが低くなる。
【００５９】
＜冷間圧延＞
冷間圧延は、焼鈍後のミクロ組織を微細化するため、圧下率を４０％以上とする。一方、冷間圧延の圧下率は、８５％を超えると、加工硬化によって負荷が高くなり、生産性を損なう。したがって、冷間圧延の圧下率は、４０〜８５％とする。
【００６０】
＜焼鈍＞
冷間圧延後、焼鈍を施す。本発明では、鋼板のミクロ組織を制御するために、焼鈍の加熱温度及び冷却条件が極めて重要である。
【００６１】
焼鈍の加熱は、冷間圧延によって形成された加工組織を再結晶させ、Ｃ等のオーステナイト安定化元素をオーステナイトに濃化させることを目的とする。本発明では、焼鈍の加熱温度は、フェライトとオーステナイトとが共存する温度とする。
【００６２】
焼鈍の加熱温度が７５０℃未満では再結晶が不十分であり、十分な延性が得られない。一方、焼鈍の加熱温度が９００℃を超えると、オーステナイトが増加し、Ｃ等の農化が不十分になる。その結果、オーステナイトの安定性を損ない、冷却後、残留オーステナイトを確保することが困難になる。したがって、焼鈍の加熱温度は、７５０〜９００℃とする。
【００６３】
焼鈍の保持時間は、炭化物を十分に固溶させ、オーステナイトのＣ量を確保するために、式（１）又は式（２）を満たす条件にする必要がある。
【００６４】
焼鈍の加熱後、３５０〜４５０℃の温度範囲まで、１０〜２００℃／ｓで冷却する。冷却速度は、１０℃／ｓ未満であると、パーライトが生成する。一方、冷却速度を２００℃／ｓ超にすると、停止温度の制御が困難になる。冷却の冷却速度の上限は、１００℃／ｓ以下が好ましい。
【００６５】
冷却後、３５０〜４５０℃で６０〜９００ｓ保持し、冷却する。３５０〜４５０℃での保持により、ベイナイトを生成させ、セメンタイトの析出を防止し、固溶Ｃ量の減少を抑制する。したがって、ベイナイト変態を促進すると、残留オーステナイトを確保することができる。保持温度が４５０℃超であると、パーライトが生成する。一方、保持温度が３５０℃未満であると、ベイナイト変態が不十分になる。また、保持時間が６０ｓ未満ではベイナイト変態が不十分になり、残留オーステナイトの確保が難しくなる。一方、保持時間が９００ｓを超えると、生産性を損なう。
【００６６】
本発明の鋼板は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造することもできる。その製造方法は、冷間圧延までは上記と同じ工程を行い、その後の工程を、溶融亜鉛めっきと合金化を含む下記の工程に変える。
【００６７】
〔変更工程〕（冷間圧延後）
Ａｃ１〜Ａｃ３の温度域に式（１）または式（２）を満たす時間保持した後、３〜２００℃／ｓにて冷却を行い、３５０〜５５０℃の温度域にて、１５〜１２００ｓ保持し、溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃にて合金化を行い、更に冷却する。
【００６８】
各工程の目的および限定理由を説明する。
【００６９】
＜Ａｃ１〜Ａｃ３の温度域に保持＞
焼鈍の加熱は、冷間圧延によって形成された加工硬化を再結晶化させ、C等のオーステナイト安定化元素をオーステナイトに濃化させることを目的とする。焼鈍の加熱温度がＡｃ１未満の場合には、焼鈍で得られるオーステナイト量が少なく、鋼板中に十分なオーステナイトを残すことが出来ない。また、焼鈍の高温化は結晶御粒の粗大化を招くので、焼鈍温度の上限をＡｃ３とした。
【００７０】
＜３〜２００℃／ｓにて冷却を行い＞
焼鈍後の冷却は、オーステナイト相からフェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイト相中にCを濃化させてオーステナイトの安定化を図るのに重要である。この冷却速度を３℃/ｓ未満にすると、パーライトが生成してしまい、強度-延性が著しく劣化する。一方、冷却速度が２００℃/ｓの場合にはフェライト変態を十分進行させることが出来ずない。従って、焼鈍後の冷却速度を３〜２００℃/ｓとした。
【００７１】
＜３５０〜５５０℃の温度域にて、１５〜１２００ｓ保持し＞
冷却温度は、３００〜５５０℃とする。３００℃未満では、マルテンサイトが発生しやすくなるからであり、５５０℃を超えるとベイナイト変態を進行させることが困難となり、かつ、ベイナイト変態中にセメンタイトを生成しやすいためである。
上記温度にて１５〜１２００ｓ保持する必要がある。１５ｓ未満では、ベイナイトを十分生成させることが出来ない。一方、１２００ｓを超えるとオーステナイトから炭化物が生成してしまい、強度-延性バランスが劣化する。
【００７２】
＜溶融亜鉛めっきし＞
以上のように製造した冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬して、めっきを施す、浴の温度は４５０〜４７５℃とする。４５０℃より低い場合には、溶融亜鉛の粘度が高く、ワイピングでの払拭に適さない、ボトムドロスを生じやすいなどの問題があるからである。一方、４７５℃を超えて高い場合には、酸化亜鉛の生成の増大、亜鉛上記の増大などの問題を生じるからである。
【００７３】
＜４７０〜６００℃にて合金化を行い＞
引き続いて、４７０〜６００℃の温度で合金化処理を行う。合金化処理温度が４７０℃未満の場合には、合金化が進行しない、或いは、合金化の進行が不十分で、合金化溶融亜鉛メッキ層を形成することが出来ず、鋼板の表面が加工性の劣るη相や、ζ相に覆われるためである。また、処理温度が６００℃を超えて高い場合には、合金化が進みすぎて、加工時における、めっき密着力が低下や、合金化中に合金化前のオーステナイトが炭化物を含むベイナイトやパーライトに変態してしまい引張特性が劣化するためである。
【実施例】
【００７４】
表１に示す化学組成の鋼片を用いて、表２に示す条件で熱延鋼板及び冷延鋼板を製造した。表２において、処理番号１〜１８が発明鋼で、処理番号１９〜４６が比較鋼である。なお、発明鋼のうち処理番号１８のみは、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。得られた鋼板の組織を光学顕微鏡で観察し、熱延鋼板中のパーライトの面積率並びに冷延鋼板中のフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率を測定した。
【００７５】
残留オーステナイトの体積率及びその炭素濃度は特開平１１−１９３４３５号公報に記載されているようにＸ線回折により求めた。すなわち、残留オーステナイトの体積率Ｖγは、Ｍｏ−Ｋα線を用いて得られたデータから次式により算出することが出来る。
【００７６】
Ｖγ=(2/3)[100/(0.7×α(111)/γ(200)+1)]+(1/3)[100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)]
但し、α(211)、γ(200)、α(211)、γ(311)は各面からのＸ線回折強度である。
【００７７】
また残留オーステナイトの炭素濃度ＣγはＣｕ−Ｋα線によるＸ線解析でオーステナイトの(200)面、(220)面、(311)面の反射角から格子定数（単位はオングストローム）を求め、次式に従い算出することが出来る。
【００７８】
Ｃγ=（格子定数-3.572）/0.033
フェライトの粒径は、例えば、鋼板の任意の箇所を光学顕微鏡を用いて観察し、１０００μｍ２以上の範囲におけるフェライト粒の個数を測定し、平均円相当径を求めることで得られる。
【００７９】
各鋼板からＪＩＳ５号に規定されている引張り試験片を採取して、その機械的性質を測定した。また冷延鋼板中のセメンタイトの量は、炭化物の析出量は、電解抽出により抽出残渣を採取し、当該抽出残渣の量を蛍光X線回折によって求めた。電解による析出物の抽出は、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール系電解液を用いた。
【００８０】
ミクロ組織の面積率、セメンタイトの量並びに、引張試験及び穴広げ試験の結果を表３に示す。
【００８１】
処理番号Ｎｏ．１９〜４３の比較鋼は、いずれもセメンタイトの量が５ｍｇ／ｃｍ３より多くなっており、強度（ＴＳ）と延性（ｕ−ＥＬ、ｔ−ＥＬ）の積及び強度（ＴＳ）と穴広げ性（λ）の積が低く、強度（ＴＳ）と延性（ｕ−ＥＬ）と穴広げ性（λ）の積も低く、成形性が悪いことが分かる。
【００８２】
処理番号Ｎｏ.４４〜４６の比較鋼は、成分範囲が本発明の範囲を外れているため、残留オーステナイト量が本発明範囲から外れ、強度と延性の積及び強度と穴広げ性の積が低く、強度と延性と穴広げ性の積も低く、成形性が悪い。
【００８３】
これに対して、処理番号１〜１８の発明鋼は、化学組成が適正であり、かつ、熱延から焼鈍の条件が適正であったので、冷延鋼板中のセメンタイトの量が５ｍｇ／ｃｍ３より少なく、溶け残ったセメンタイト量が少ないため、残留オーステナイト量が多くなり、強度及び延性の積が高くなり、一方、セメンタイトの量が少ないため、穴広げ試験の破断の起点が少なくなり、引張強度と穴広げ性の積が高くなり、強度と延性と穴広げ性の積も高く、成形性に優れることがわかる。
【００８４】
結果をまとめて図１〜図３に示す。式（１）を満たすことによって、図１に示すように、冷延-焼鈍後の粗大なセメンタイトの量が５ｍｇ／ｃｍ３以下になる。セメンタイトの量が５ｍｇ／ｃｍ３以下になると、図２のように、穴広げ性の向上や、図３のように強度と延性のバランスの向上が確認される。量が５ｍｇ／ｃｍ３以下で材質が向上する理由は明らかではないが、母材の粒径との関係により決まると考えられる。
【００８５】
【表１】
2011153336.tif 000003
【００８６】
【表２】
2011153336.tif 000004
【００８７】
【表３】
2011153336.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【００８８】
本発明によれば、延性及び穴広げ性に優れた高強度鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、特に、自動車の軽量化と安全性を両立することが可能になるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図１】
2011153336.tif 000006
【図２】
2011153336.tif 000007
【図３】
2011153336.tif 000008