(57)【要約】【課題】最大引張強度１３００ＭＰａ以上で、成形性に優れる高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．００〜５．２０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、残部：鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、焼戻しマルテンサイトを２０〜９０％、ベイナイトを５〜７５％、オーステナイトを５〜２５％を含み、フェライトを１０％以下に制限した組織であることを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．００〜５．２０％、
Ｐ  ：０．０４％以下、
Ｓ  ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｎ  ：０．０１％以下、
Ｏ  ：０．０１％以下
を含有し、残部：鉄及び不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、体積分率で、焼戻しマルテンサイトを２０〜９０％、ベイナイトを５〜７５％、オーステナイトを５〜２５％を含み、フェライトを１０％以下に制限した組織である
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
前記ミクロ組織中のベイナイトのうち、個数％で８０％以上のベイナイト粒において、粒界が焼戻しマルテンサイト及びオーステナイトのいずれもが接触していることを特徴とする請求項１に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％
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又は２に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｖ  ：０．００５〜０．３％
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１〜３のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
を含有する
ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有す成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
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１〜５のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の表面に、Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる亜鉛めっき層を有することを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の表面に、Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法において、
（ｘ）請求項１及び３〜５のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc3変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却する
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項７に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法において、
（ｘ）請求項１及び３〜５のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc3変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却し、続いて、
（z1）亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項８に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法において、
（ｘ）請求項１及び３〜５のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc3変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却し、続いて、
（z2）亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃の温度域にて熱処理を施す
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、最大引張強度（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上で、成形性に優れた自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に特に適した高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、それらの製造方法に関するものである。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき層中には、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどを含有しても構わない。
【背景技術】
【０００２】
自動車のフロントサイドメンバー、クロスメンバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費向上の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度及び衝突安全性が確保されるという観点から更なる鋼板の高強度化が進められている。
【０００３】
ホットスタンプ技術は、鋼板をオーステナイト域の高温まで加熱した後にプレス成形を実施するもので、室温で実施する通常のプレス加工に比べ、成形荷重が大幅に低減される。また、プレス加工と同時に、金型内において、いわゆる焼入れ処理を実施することになるため、鋼のＣ量に応じて１０００〜２０００ＭＰａの強度を得ることができ、形状凍結性と強度確保を両立する技術として注目されている。
【０００４】
ただし、ホットスタンプ技術を用いて上記部材の製造を行うには、多大な設備投資が必要となるため、従来のプレス加工において成形可能な高強度鋼板の開発が必須である。
【０００５】
材料の成形性は強度の上昇に伴って劣化するので、プレス成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。主に自動車の構造用部材や補強用部材に使用する高強度鋼板は、穴拡げ性と延性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸びや穴拡げといった個別の特性が優れているだけでなく、その両方が優れていることが求められる。
【０００６】
一般に、少ない合金含有量で鋼板強度を効率的に向上させる手法としては、延性に富んだ軟質なフェライト組織中に、硬質なマルテンサイトや残留オーステナイトを分散させる手法がある。この手法で強化したのがＤ Ｐ 鋼やＴ Ｒ Ｉ Ｐ 鋼である。しかし、第２ 相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合、穴拡げ性が著しく低下するという問題がある（例えば、非特許文献１ を参照） 。このように強度と穴拡げ性の両立は難しい。
【０００７】
強度と穴拡げ性を両立させる手法としては、主相をベイナイト組織として、優れた穴拡げ性と強度を確保する手法が特許文献１ に開示されている。しかし、この手法には、主相がベイナイト組織であるために伸びが低く、成形性に劣るという問題がある。加えて、７８０ＭＰａ級の強度の確保を考えた場合、Ｃ やＭ ｎの添加量を抑える必要があることから、焼入れ性が劣化し、主相をベイナイト組織とすることが難しいという問題がある。
【０００８】
これに対し、主相であるフェライトと硬質組織であるマルテンサイトの硬度差を低減させる手法が、非特許文献１ に開示されている。マルテンサイトとフェライトの硬度差を低減するには、マルテンサイト形成のための焼入れと、焼戻しが必要であることから、低温への急冷と再加熱が必須である。
【０００９】
しかし、高温から焼入れを行うと、フェライトが多量の固溶Ｃを含むことになり、その結果、フェライトが強化され、フェライトの特徴の優れた延性が損なわれることになる。それ故、穴拡げ性は優れるが、フェライトの特徴の優れた成形性が低下するという課題がある。
【００１０】
他の手法として、水焼入れを行わずに、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）以下へ冷却した後、２００〜４００℃ に再加熱する手法が特許文献２に開示されている。しかし、Ｍｓ以下に焼き入れたとしても、マルテンサイト変態は完了しておらず、残ったオーステナイトは、その後の熱処理にても焼き戻されずに、熱処理後、再度、室温まで冷却される過程でマルテンサイトへと変態する。焼戻し後に生成したマルテンサイトは硬く、穴拡げ性に悪影響を及ぼすので、穴拡げ性の更なる向上には課題が残る。
【００１１】
非特許文献２には、オーステナイト単相域で焼鈍した後、Ｍｓ以下へ冷却し、その後、３５０〜４００℃に再加熱する手法が開示されている。この手法においては、主相を硬質なマルテンサイト組織、残留オーステナイトを第２相として分散させることで、高強度ながらも、優れた伸びを得ている。
【００１２】
非特許文献２に、穴広げ性に関しての明確な記載はないが、オーステナイト単相域で焼鈍することで、軟質なフェライトが低減するので、フェライトとマルテンサイトの高度差は問題とならない。しかし、引張試験の結果、局部延性を示さない例も見られることから、マルテンサイトと残留オーステナイトからなる組織は穴広げ性を劣化させることは明確である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開平１１−２７９６９１号公報
【特許文献２】特開平１０−２３７５４７号公報
【非特許文献】
【００１４】
【非特許文献１】中村  展行、占部  俊明、細谷  佳弘、海津  亨、超高強度冷延鋼板の伸びフランジ成形性に及ぼす組織の影響（ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ）、日本鉄鋼協会、２０００年３月発行、第１３巻、第３号、３９１頁
【非特許文献２】E. D. MOOR, J. G SPEER, D. K. MATLOCK, Jai-Hyun KWAK and Seung-Bok LEE, Effect of Carbon and Manganese on the Quenching and Partitioning Response of CMnSi Steels, ISIJ International, 51(2011), 133頁
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明は、前述した従来の事情に鑑み、最大引張強度（ＴＳ）１３００ＭＰａ以上で、成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、その製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、高強度でかつ優れた成形性を具備するためには、硬質なマルテンサイトと延性に優れる残留オーステナイトからなる組織であることに加え、ベイナイトの存在位置をマルテンサイトとオーステナイトの間に制御することが重要であることを見出した。
【００１７】
鋼板を高温から一時冷却した後に再加熱して保持するプロセスに加え、一時冷却後の保持の前に曲げ−曲戻し変形を施して、ベイナイトの生成位置をマルテンサイトとオーステナイトの間に制御すると、穴広げ性が向上することを見出した。この結果、マルテンサイトによる高強度とオーステナイトの優れた延性に加え、ベイナイトによる穴拡げ性の向上により、高強度と成形性の両立が容易に達成可能となる。
【００１８】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
【００１９】
（１）成分組成が、質量％で
Ｃ  ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．００〜５．２０％、
Ｐ  ：０．０４％以下、
Ｓ  ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｎ  ：０．０１％以下、
Ｏ  ：０．０１％以下
を含有し、残部：鉄及び不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、体積分率で、焼戻しマルテンサイトを２０〜９０％、ベイナイトを５〜７５％、オーステナイトを５〜２５％を含み、フェライトを１０％以下に制限した組織である
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【００２０】
（２）前記ミクロ組織中のベイナイトのうち、個数％で８０％以上のベイナイト粒において、粒界が焼戻しマルテンサイト及びオーステナイトのいずれもが接触していることを特徴とする前記（１）に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【００２１】
（３）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【００２２】
（４）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｖ  ：０．００５〜０．３％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【００２３】
（５）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有す成形性に優れた高強度鋼板。
【００２４】
（６）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板。
【００２５】
（７）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の表面に、Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる亜鉛めっき層を有することを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２６】
（８）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の表面に、Ｚｎ、Ｆｅ、Ａｌ、及び、不可避的不純物からなる合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２７】
（９）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法において、
（ｘ）前記（１）及び（３）〜（５）のいずれかに記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc3変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却する
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００２８】
（１０）前記（７）に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する製造方法において、
（ｘ）前記（１）及び（３）〜（５）のいずれかに記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc3変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却し、続いて、
（z1）亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２９】
（１１）前記（８）に記載の引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法において、
（ｘ）前記（１）及び（３）〜（５）のいずれかに記載の成分組成からなる鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、Ａr3変態点以上で熱間圧延を完了し、巻き取り後、酸洗、冷延し、次いで、
（ｙ）Ａc3変態点以上で２０秒以上焼鈍し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却し、次いで、
（ｚ）半径８００ｍｍ以下のロールで、曲げ−曲戻し変形を施し、３００〜５００℃の温度域に再加熱して、この温度域に１０〜１０００秒保持した後、室温まで冷却し、続いて、
（z2）亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施した後、４５０〜６００℃の温度域にて熱処理を施す
ことを特徴とする引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３０】
本発明によれば、自動車の構造用部材や補強用部材に足回り用部材に好適な引張最大強度１３００ＭＰａを有する成形性に優れた高強度鋼板を安価に提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
以下、引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、まとめて「本発明鋼板」ということがある。）とそれらの製造方法について詳細に説明する。
【００３２】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討した。１３００ＭＰａ以上の高強度と優れた成形性を両立させるには、ミクロ組織を、体積分率で、焼戻しマルテンサイトを２０〜９０％、ベイナイトを５〜７５％、オーステナイトを５〜２５％を含み、フェライトを１０％以下に制限した組織とすることが重要である。
【００３３】
一般に、１３００ＭＰａ以上の高強度鋼においては、マルテンサイトや残留オーステナイトを用いて組織強化を行う場合が多く、成形性（伸びと穴拡げ性）の劣化、特に、穴拡げ性の劣化が顕著である。そこで、本発明では、本発明鋼板の引張最大強度を１３００ＭＰａ以上とした。
【００３４】
次に、本発明鋼板のミクロ組織を構成する組織の体積分率について説明する。
【００３５】
強化組織である焼戻しマルテンサイトで最大引張強度１３００ＭＰａ以上を確保するため、焼戻しマルテンサイトの体積分率を２０〜９０％とした。体積分率が２０％未満では、引張最大強度１３００ＭＰａ以上を確保するのが難しいので、焼戻しマルテンサイトの体積分率は２０％以上とする。好ましくは３０％以上である。
【００３６】
一方、焼戻しマルテンサイトの体積分率が９０％を超えると、成形性の確保に必要なベイナイトとオーステナイトを確保することが難しくなるので、焼戻しマルテンサイトの体積分率は９０％以下とする。好ましくは８０％以下である。
【００３７】
成形性の向上のために、ベイナイトの体積分率を５〜７５％とした。本発明者らは、鋭意検討の結果、ミクロ組織中のベイナイトのうち、個数％で８０％以上のベイナイト粒において、粒界が焼戻しマルテンサイト及びオーステナイトのいずれもが接触している場合、穴広げ性が向上することを見出した。このような穴拡げ性向上効果が得られる理由は必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下のように考えている。
【００３８】
通常、ミクロ組織が、硬質なマルテンサイトと延性に優れる残留オーステナイトからなる場合、マルテンサイトの硬度と残留オーステナイトの硬度の硬度差によって、変形時、マルテンサイトへ応力集中が生じ、マルテンサイトとオーステナイトの界面にボイドが生成する。このボイドが、穴拡げ性の低下の原因となる。それ故、マルテンサイトとオーステナイトの間にベイナイトを形成すれば、マルテンサイトへの応力集中が緩和されて、穴拡げ性が向上する。
【００３９】
本発明鋼板において優れた成形性を確保するために、残留オーステナイトを５〜２５％とした。残留オーステナイトは、プレス成形時にマルテンサイトへ変態して、優れた加工硬化と高い均一伸びをもたらす。体積分率が５％未満では、伸びが低下し、優れた成形性の確保が難しくなるので、残留オーステナイトの体積分率は５％以上とする。好ましくは１０％以上である。
【００４０】
一方、体積率が２５％を超えると、強度と穴拡げ性の確保に必要なマルテンサイトとベイナイトを確保することが難しくなるので、残留オーステナイトの体積分率は２５％以下とする。
【００４１】
１３００ＭＰａの引張最大強度を確保するため、軟質なフェライトの体積分率を１０％以下に制限した。フェライトの体積分率が１０％を超えると、１３００ＭＰａの引張細最大強度を確保することが困難となるほか、硬質なマルテンサイトとの硬度差によって、変形時、マルテンサイトへ応力集中が生じ、マルテンサイトとオーステナイトの界面にボイドが生成し易くなる。
【００４２】
なお、ミクロ組織を構成する各組織、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、及び、残部組織の同定、存在位置の確認、及び、面積分率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬で鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡で観察するか、又は、１０００〜１０００００倍の走査型及び透過型電子顕微鏡で観察して行う。
【００４３】
焼戻しマルテンサイトについては、走査型及び透過型電子顕微鏡で観察を行い、内部にＦｅを多く含有する炭化物（Ｆｅ系炭化物）を含むものを焼戻しマルテンサイト、炭化物をほとんど含まないものをマルテンサイトとして同定した。Ｆｅ系炭化物については、種々の結晶構造を有するものが報告されているが、いずれのＦｅ系炭化物を含有しても構わない。熱処理条件によっては、複数種のＦｅ系炭化物が存在する場合がある。
【００４４】
また、ＦＥ−ＳＥＭを用いるＥＢＳＰ法による結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織を判別することが可能である。
【００４５】
本発明鋼板のミクロ組織を構成する各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法で得ることができる。
【００４６】
残留オーステナイトの体積分率については、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行って、残留オーステナイトの面積分率を算出し、それをもって体積分率とする。
【００４７】
フェライト、ベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの体積分率については、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール液でエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）で観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率とする。
【００４８】
なお、ＦＥ−ＳＥＭでの観察においては、例えば、一辺が３０μｍの正方形とした観察面における組織を、以下のように区別することができる。
【００４９】
フェライトは、塊状の結晶粒であって、内部に、長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。
【００５０】
ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。
【００５１】
ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。
【００５２】
焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
【００５３】
なお、ＦＥ−ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることにより、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを容易に区別することができる。
【００５４】
次に、めっき層について説明する。
【００５５】
鋼板にめっき層を形成すると耐食性が向上するので、本発明鋼板にめっきを施してもよい。スポット溶接性や塗装性を求める場合は、めっき層に合金化処理を施す。具体的には、鋼板をＺｎめっき浴に浸漬してめっき層を形成した後、めっき層に合金化処理を施すと、めっき層中にＦｅが取り込まれ、スポット溶接性や塗装性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００５６】
合金化処理後のめっき層のＦｅ量が７質量％未満では、スポット溶接性が不十分である。一方、上記Ｆｅ量が１５質量％を超えると、めっき層自体の密着性が損なわれ、加工の際、めっき層が破壊又は脱落し金型に付着して、成形時の疵の原因となる。したがって、めっき層に合金化処理を施す場合、めっき層のＦｅ量は７〜１５質量％が好ましい。
【００５７】
めっき層に合金化処理を施さない場合は、めっき層のＦｅ量が７質量％以下未満でも、スポット溶接を除き、耐食性、成形性、及び、穴拡げ性は良好である。
【００５８】
めっき付着量は、特に制約されないが、耐食性の観点から、片面付着量で５ｇ／ｍ2 以上が好ましい。亜鉛めっき層を有する本発明鋼板の上に、塗装性や溶接性を改善する目的で、上層めっきを施したり、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
【００５９】
また、めっき密着性をさらに向上させるために、鋼板に、焼鈍前、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独又は複数よりなるめっきを施しても、本発明を逸脱するものではない。
【００６０】
めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ2及びＮ2を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に浸漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後、還元してめっき前の清浄化を行って、めっき浴に浸漬する」という全還元炉方式、又は、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を施して、めっき浴に浸漬する」というフラックス法等のいずれを採用してもよい。
【００６１】
めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。めっき層を合金化する場合は、めっき層を４５０℃以上に加熱する。合金化処理温度が４５０℃未満であると、合金化の進行が遅くなり、生産性が低下する。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、炭化物が生成して延性の確保が難しくなるので、合金化処理温度は６００℃以下とする。
【００６２】
合金化溶融亜鉛めっき層を形成する場合、めっき層の特性を制御するため、めっき浴の有効Ａｌ濃度を０．０５〜０．５０質量％の範囲に制御することが好ましい。ここで、めっき浴の有効Ａｌ濃度とは、めっき浴のＡｌ濃度から、めっき浴のＦｅ濃度を引いた値である。
【００６３】
有効Ａｌ濃度が０．０５質量％未満の場合には、ドロス発生が顕著となり良好なめっき層外観が得られないので、めっき浴の有効Ａｌ濃度は、０．０５質量％以下が好ましい。一方、有効Ａｌ濃度が０．５０質量％を超える場合には、合金化が遅くなり、生産性が低下するので、めっき浴の有効Ａｌ濃度は、０．５０質量％以下が好ましい。
【００６４】
めっき層のＦｅ量及びＡｌ量の測定は、めっき層を酸で溶解し、溶解液を化学分析する方法で行う。例えば、３０ｍｍ×４０ｍｍに切断した合金化溶融亜鉛めっき鋼板から測定用の資料を切り出して、インヒビターを添加した５％ＨＣＬ水溶液に浸漬し、母材鋼板の溶出を抑制しながらめっき層のみを溶解し、溶解液をＩＣＰ発光分析法で分析し、該分析で得た強度信号と、濃度が既知の溶液から作成した検量線に基づいて、Ｆｅ量及びＡｌ量を定量する。
【００６５】
試料間で定量値がばらつくことを考慮し、同じ合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、少なくとも３つの試料を切り出して、Ｆｅ量及びＡｌ量を定量し、定量値の平均値を採用するのが好ましい。
【００６６】
次に、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
【００６７】
Ｃ：０．１〜０．６％
Ｃは、鋼板の強度を高め、かつ、残留オーステナイトを確保するのに必須の元素である。しかし、Ｃが０．１％ 未満では、１３００ＭＰａ以上の引張最大強度と成形性の確保が難しくなるので、Ｃは０．１％以上とする。好ましくは０．１５％以上である。一方、０．６％を超えると、スポット溶接性の確保が困難となるので、０．６％以下とする。好ましくは０．５％以下である。
【００６８】
Ｓｉ：１．０〜３．０％
Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｓｉは、マルテンサイト中のセメンタイトの析出や粗大化を抑制して、高強度化や曲げ性の向上に寄与し、かつ、一時冷却後の再加熱保持中、セメンタイトの析出を抑制す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元素である。
【００６９】
しかし、Ｓｉが１．０％未満では、添加効果（高強度化及び炭化物抑制）が小さいので、１．０％以上とする。好ましくは１．１０％以上である。一方、３．０％を超えると、加工性が低下するので、３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下である。
【００７０】
Ｍｎ：１．００〜５．２０％
Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度の向上に有効な元素である。１．００％未満では、冷却時に、フェライト、パーライトや炭化物が出てしまい、１３００ＭＰａ以上の引張最大強度を得ることが困難となるので、１．００％以上とする。好ましくは１．８０％以上である。
【００７１】
一方、５．２０％を超えると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くので、５．２０％以下とする。より好ましくは４．７５％以下である。
【００７２】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析して、溶接部を脆化する元素である。０．０４％を超えると、溶接部の脆化が顕著になるので、０．０４％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。Ｐの下限は、特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００７３】
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、溶接性、及び、鋳造時と熱延時の製造性に悪影響を及ぼす元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、曲げ性や穴拡げ性を阻害する元素である。０．０５％を超えると、上記悪影響と阻害が顕著になるので、０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。Ｓの下限は、特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００７４】
Ａｌ：０．００１〜２．０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、セメンタイトの析出や粗大化の抑制に有効な元素である。また、Ａｌは、脱酸剤としても活用可能な元素である。Ａｌが０．００１％未満では、添加効果が発現しないので、０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、２．０％を超えると、Ａｌ系の粗大介在物の個数が増大して、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になるので、２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下である。
【００７５】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素であり、また、溶接時のブローホール発生の原因になる元素である。０．０１％を超えると、曲げ性や穴拡げ性の劣化が顕著となり、また、溶接時にブローホールが発生するので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は、特に定めないが、０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くので、実用鋼板上、０．０００５％実質的な下限である。
【００７６】
Ｏ：０．０１％以下
Ｏは、酸化物を形成し、伸び、曲げ性、穴拡げ性を劣化させる元素である。特に、酸化物が打抜き端面又は切断面に介在物として存在すると、切欠き状の傷や粗大なディンプルを形成して、穴拡げ時や強加工時に応力集中を招いて亀裂が発生し、穴拡げ性及び／又は曲げ性が大幅に低下する。
【００７７】
Ｏが０．０１％を超えると、上記傾向が顕著となるので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は、特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き、経済的に好ましくないので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００７８】
本発明鋼板は、上記成分組成に加え、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％の１種又は２種以上を含有してもよい。
【００７９】
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、強化元素であり、焼入れ性の向上に寄与する元素である。０．０１％未満では、添加効果が得られないので、０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、１．０％を超えると、製造時と熱延時の製造性を阻害するので、１．０％以下とする。好ましくは０．６％以下である。
【００８０】
Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは、強化元素であり、焼入れ性の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が得られないので、０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、２．０％を超えると、製造時と熱延時の製造性を阻害するので、２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下である。
【００８１】
Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉは、強化元素であり、焼入れ性の向上に寄与する元素である。また、Ｎｉは、濡れ性の向上や合金化反応の促進に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が得られないので、０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、２．０％を超えると、製造時と熱延時の製造性を阻害するので、２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下である。
【００８２】
Ｃｕ：０．０５〜２．０％
Ｃｕは、強化元素であり、焼入れ性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｕは、濡れ性の向上や合金化反応の促進に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が得られないので、０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、２．０％を超えると、製造時と熱延時の製造性を阻害するので、２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下である。
【００８３】
本発明鋼板は、上記成分組成に加え、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．００５〜０．３％の１種又は２種以上を含有してもよい。
【００８４】
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
Ｎｂは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制による転位強化で、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。０．００５％未満では、添加効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、０．３％以下とする。好ましくは０．１％以下である。
【００８５】
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
Ｔｉは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制による転位強化で、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。０．００５％未満では、添加効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、０．３％以下とする。好ましくは０．１％以下である。
【００８６】
Ｖ：０．００５〜０．３％
Ｖは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制による転位強化で、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。０．００５％未満では、添加効果が得られないので、０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、０．３％以下とする。好ましくは０．１％以下である。
【００８７】
本発明鋼板は、上記成分組成に加え、さらに、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有してもよい。
【００８８】
Ｂ：０．０００１〜０．１％
Ｂは、粒界の強化や鋼の高強度化に有効な元素である。０．０００１％未満では、添加効果が得られないので、０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００５％以上である。一方、０．１％を超えると、添加効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造性を阻害するので、０．１％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
【００８９】
本発明鋼板は、上記成分組成に加え、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の１種又は２種以上を含有してもよい。
【００９０】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
【００９１】
Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭ（Rare Earth Metal）は、鋼の脱酸に有効な元素である。それぞれが０．０００５％未満であると、添加効果が得られないので、０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。また、２種以上の合計で、０．００１０％以上が好ましい。一方、それぞれが、０．０１％を超えると、加工性を阻害するので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。また、２種以上の合計で、０．０４％以下が好ましい。
【００９２】
なお、ＲＥＭは、ミッシュメタルで添加することが多い。ミッシュメタルは、ＬａやＣｅの他、ランタノイド系列の元素を含有する場合があるが、本発明鋼板は、不可避不純物として、ＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含有してもよい。また、本発明鋼板は、本発明鋼板の特性を阻害しない範囲で、金属ＬａやＣｅを含有してもよい。
【００９３】
鋳造に先行する製造方法は特に限定するものではない。即ち、高炉や電炉等による溶製に引き続いて、各種の二次製錬を行ってもよい。なお、原料としてスクラップを使用してもよい。
【００９４】
鋳造したスラブは、一旦低温まで冷却した後、再度加熱して熱間圧延に供してもよいし、鋳造したスラブを連続的に熱間圧延に供してもよい。
【００９５】
圧延後の冷却は、特に制約されない。目的にあった組織制御を行うための冷却パターンを採用すればよい。巻取り温度は特に限定しないが、焼鈍後の組織を微細にして強度−延性バランスを高める点で、７００℃以下が好ましい。７００℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライトが生成して、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の材質異方性が大きくなる。
【００９６】
また、７００℃を超える温度で巻き取ると、鋼板表面に生成する酸化物の厚さが過度に増大して、酸洗性が低下するので好ましくない。巻取り温度の下限は、特に定めないが、室温未満の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、室温が実質的な下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取った後、熱延を行ってもよい。
【００９７】
このようにして製造した熱延鋼板に、鋼板表面の酸化物を除去するため、酸洗を施す。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。なお、酸洗は、めっき性の向上のためにも重要である。
【００９８】
酸洗した熱延鋼板を圧下率３０〜８０％で冷間圧延し、次に、連続溶融亜鉛めっきラインで亜鉛めっきを施す。圧下率が３０％未満では、鋼板形状を平坦に保つことが困難であり、また、最終製品の延性が低下するので、圧下率は３０％以上とする。好ましくは４０％以上である。一方、圧下率が８０％を超えると、冷延荷重が大きくなりすぎて、冷延が困難となるので、８０％以下とする。好ましくは７０％以下である。圧延パスの回数、及び、パス毎の圧下率は特に制約されない。適宜設定すればよい。
【００９９】
冷延鋼板が連続焼鈍ラインやめっきラインを通板する場合における加熱速度は、特に制約されないが、０．５℃／秒未満の加熱速度では、生産性が大きく損なわれるので好ましくない。一方、１００℃／秒を超える加熱速度とすると、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくない。
【０１００】
最高加熱温度はＡc3点以上である。最高加熱温度がＡc3点未満であると、多量のフェライトが生成して、１３００ＭＰａ以上の強度の確保が難しくなるので、最高加熱温度はＡc3点以上とする。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招き経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命が低下するトラブルを誘発するので、最高加熱温度はＡc3点〜Ａc3点＋５０℃が好ましい。
【０１０１】
上記温度域での熱処理時間は特に限定しないが、炭化物を溶解するために、２０秒以上が好ましい。一方、熱処理時間が６００秒を超えると、コストの上昇を招きら経済的に好ましくないので、熱処理時間は６００秒以下が好ましい。熱処理は、最高加熱温度で等温保持してもよいし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始してもよい。
【０１０２】
上記熱処理の終了後、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃まで冷却して、マルテンサイトを生成させる。冷却停止温度がＭｓを超えると、マルテンサイトの生成量が不足して１３００ＭＰａの引張強度の確保が難しいので、冷却停止温度はＭｓ以下とする。
【０１０３】
冷却停止温度が（Ｍｓ−２５０）℃未満であると、マルテンサイトの生成量が多くなりすぎて、成形性の確保が難しくなるので、冷却停止温度は（Ｍｓ−２５０）℃以上とする。冷却停止温度は、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２００）℃が好ましい。さらに、（Ｍｓ-５０）℃〜（Ｍｓ−１５０）℃が好ましい。
【０１０４】
最高加熱温度から（Ｍｓ〜Ｍｓ−２５０）℃までの平均冷却速度は限定しないが、０．５〜２００℃／秒が好ましい。冷却速度が０．５℃／秒未満であると、冷却過程においてオーステナイトがパーライト組織へと変態する、又は、多量のフェライトが生成して、引張最大強度１３００ＭＰａを確保するのに十分なマルテンサイト、又は、ベイナイトの所要の体積率を確保することが困難となる。
【０１０５】
冷却速度を大きくしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げると、製造コスト高を招くので、冷却速度は２００℃／秒以下が好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷、及び、これらの併用のいずれでもよい。
【０１０６】
本発明の製造方法においては、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃まで冷却した鋼板に、半径８００ｍｍのロールで、曲げ−曲戻し変形を施す。これは、鋼板中に転位を導入し、ベイナイト変態を促進するためである。本発明鋼は、従来鋼より添加元素が多く高合金となるので、ベイナイト変態が起こり難いが、引張強度１３００ＭＰａを確保するために、曲げ−曲戻し変形を施して、鋼板中に転位を導入し、ベイナイト変態を促進する。
【０１０７】
マルテンサイトとオーステナイトは変形能が異なるので、曲げ−曲戻し変形により導入した歪は、マルテンサイトとオーステナイトの界面に蓄積される。この歪の蓄積で、マルテンサイトとオーステナイトの界面からベイナイト変態が生じ易くなり、ベイナイトがマルテンサイトとオーステナイトの間に生成する。
【０１０８】
ロールの半径が８００ｍｍを超えると、曲げ−曲戻し変形で、鋼板組織中に、効率的に転位を導入することが難しいので、ロールの半径は８００ｍｍ以下とする。
【０１０９】
鋼板に曲げ−曲戻し変形を施すことにより、ベイナイト変態を促進するのは、板厚低下の懸念が小さいからである。
【０１１０】
半径８００ｍｍのロールで、冷延鋼板に曲げ−曲戻し変形を施す場合、３００℃以下で行うと、転位を効率的に導入することができる。
【０１１１】
なお、本発明の製造方法では、引張最大強度１３００ＭＰa以上の鋼板を製造するので、引張変形で塑性変形させることは難しく、また、引張変形ではネッキングなどによる板破断の懸念があるので、曲げ−曲戻し変形が好ましい。
【０１１２】
鋼板に、半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ−曲戻し変形を施した後、３００〜５００℃の温度域にて１０〜１０００秒保持して、ベイナイト変態を起こさせる。５００℃以下でベイナイト変態が起きるので、保持温度を５００℃以下とする。好ましくは４５０℃以下である。
【０１１３】
一方、保持温度が３００℃未満であると、ベイナイト変態に長時間を要することになり、設備が過大となり生産性が劣るので、保持温度は３００℃以上とする。好ましくは３５０℃以上である。
【０１１４】
保持時間が１０秒未満であると、ベイナイト変態の進行が十分でなく、マルテンサイトとオーステナイトの界面に、穴拡げ性の向上に有効な量のベイナイトを生成させることが難しくなるので、保持時間は１０秒以上とする。一方、保持時間が１０００秒を超えると、生産性が低下して好ましくないので、１０００秒以下とする。
【０１１５】
なお、所要の温度域での保持は、等温保持のみでなく、この温度域での徐冷や加熱も含む。合金化を低温で行う場合、合金化処理をベイナイト変態の促進に活用できる。めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃から、溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃までの範囲の温度が好ましい。
【０１１６】
めっき浴浸漬板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴への浸漬時の抜熱が大きくて、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観が劣化する場合があるので、めっき浴浸漬板温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上とする。好ましくは（溶融亜鉛めっき浴温度−２０）℃以上である。
【０１１７】
ただし、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っている場合、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬してもよい。
【０１１８】
めっき浴浸漬板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴温度の上昇に伴う操業上の問題を誘発するので、めっき浴浸漬板温度は（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下とする。好ましくは（溶融亜鉛めっき浴温度＋３０）℃以下である。なお、めっき浴は、純亜鉛の他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有してもよい。
【０１１９】
めっき層の合金化を行う場合は、４６０℃以上に加熱して行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化の進行が遅くなり、生産性が低下するので、合金化処理温度は４６０℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。
【０１２０】
合金化処理温度が６００℃を超えると、粗大な炭化物が生成し、成形性が劣化するとともに、強度低下も顕著となり、１３００ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた延性を確保することが難しくなるので、合金化処理温度は６００℃以下とする。好ましくは５６０℃以下である。
【０１２１】
熱処理後のスキンパスの圧下率は０．１〜１．５％が好ましい。０．１％未満ではスキンパスの効果が小さく、かつ、制御も困難であるので、スキンパスの圧下率は０．１％以上とする。好ましくは０．５％以上である。１．５％を超えると、生産性が著しく低下するので、１．５％以下とする。好ましくは１．２％以下である。
【０１２２】
スキンパスは、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、一度に、目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし、数回に分けて行ってもよい。
【０１２３】
１３００ＭＰａ以上の引張最大強度を有し、材質の異方性が小さくて、優れた成形性を有する高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材となる本発明鋼板は、通常の精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されるものであるが、その製造工程の一部又は全部を省略して製造されるものでもよい。本発明に係る条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
【実施例】
【０１２４】
次に、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【０１２５】
（実施例）
表１に示す成分組成を有するスラブを、１２４０℃に加熱し、表２及び表３に示す熱延条件にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２及び表３に示す温度で巻き取った。熱延板の厚みは２．５〜３．０ｍｍとした。熱延板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が１．２ｍｍとなるように、所定の圧下率で冷延を行い冷延板とした。
【０１２６】
次いで、これらの冷延板に表２及び表３に示す条件で焼鈍熱処理を施し、Ｍｓ〜（Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却速度約５０℃/ｓで冷却した後、３００〜５００℃の温度範囲で１０〜１０００秒保持して、室温まで冷却した。最後に得られた鋼板に０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
【０１２７】
【表１】
2015151576.tif 000002
【０１２８】
表１に示す鋼種Ａ〜Ｒは、本発明で規定する成分組成の鋼種（発明鋼）であり、ａ〜ｄは、Ｃ、Ｓｉ、又は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲外の鋼種（比較鋼）である。
【０１２９】
【表２】
2015151576.tif 000003
【０１３０】
【表３】
2015151576.tif 000004
【０１３１】
一部の冷延板には、表２及び３に示す条件で連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。表２に示す焼鈍温度から（Ｍｓ〜Ｍｓ−２５０）℃の温度範囲まで冷却速度約５０℃/ｓで冷却し、次いで、３００〜５００℃の温度範囲で１０〜１０００秒保持した後、所定の条件に制御した亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、室温まで冷却した。
【０１３２】
めっき浴の有効Ａｌ濃度は０．０９〜０．１７質量％とした。一部の鋼板については、亜鉛めっき浴に浸漬後、各条件にて合金化処理を行い、室温まで冷却した。その際の目付け量は、両面とも約３５ｇ／ｍ2とした。最後に、得られた鋼板に０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。ミクロ組織の同定は、前記手法で行った。
【０１３３】
得られた冷延焼鈍板又は亜鉛めっき板について、引張試験を行い、ＴＳ，Ｅｌを測定した。引張試験は、１．２ｍｍ厚の板から圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取して行った。
【０１３４】
穴拡げ性は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、６０°円錐ポンチにて成形し、穴拡がり率λ（％）で評価した。各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡がり率とした。
【０１３５】
【表４】
2015151576.tif 000005
【０１３６】
【表５】
2015151576.tif 000006
【０１３７】
なお、表１〜表５中の下線は、本発明の範囲外であることを示す。表２及び表３中の合金化温度（℃）の欄における「−」は、合金化処理を実地していないことを意味する（表外の注“＊１”、参照）。
【０１３８】
表１に示す成分組成の鋼を、表２及び表３に示す条件で熱処理し、異なるミクロ組織と特性を有する鋼板を作製した。なお、各鋼のＡc3点及びＭｓ点は、熱延・冷延を行った板を、予め実験室にて同様の熱処理条件で熱処理して求めた。Ａc3点及びＭｓ点に基づいて、焼鈍温度及び一時冷却温度を設定した。
【０１３９】
得られた結果に基づいて、冷却停止後の焼戻し温度を種々変化させ、鋼板のミクロ組織と特性を変化させた。なお、用途に合わせて、溶融亜鉛めっき、及び、合金化溶融亜鉛めっきを行った。
【０１４０】
なお、表４及び表５において、ＣＲは冷延鋼板、ＧＩは溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示す。
【０１４１】
成形性については、引張試験より得られた破断伸びＥｌ（％）とＴＳ（ＭＰａ）の積：ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）で、２６０００（ＭＰａ×％）以上、かつ、穴拡げ率λ（％）とＴＳ（ＭＰａ）の積：ＴＳ（ＭＰａ）×λ（％）で４００００（ＭＰａ×％）以上を優れた成形性と定義する。
【０１４２】
発明鋼においては、比較鋼を格段に超える優れた成形性が得られていることが解る。比較鋼においては、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）、及び、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）のいずれか、又は、いずれもが劣っていることが解る。
【産業上の利用可能性】
【０１４３】
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、引張最大強度１３００ＭＰａ以上を有する成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安価に提供するものであり、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。