(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３％以上、０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．３％以上、４．０％以下、
Ｐ  ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｓ  ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
Ｎ  ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
金属組織が２％以上、２０％未満の面積率で未再結晶フェライト相を含有し、
引張強度に対する降伏応力の比（降伏応力（Ｎ／ｍｍ２）／引張強度（Ｎ／ｍｍ２））が０．７５以上であり、
降伏応力と伸びとの積（降伏応力（Ｎ／ｍｍ２）×伸び（％））が１２０００以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
前記未再結晶フェライト相の７０％以上の面積率が、長軸の長さが２５μｍ以下である未再結晶フェライト粒からなり、
前記未再結晶フェライト粒の連結率が０．３０以下であることを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上、３．０％以下
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または請求項２に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｔｉ：０．１８％以上、０．３０％以下、
Ｖ  ：０．０１％以上、０．５０％以下
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〜請求項３のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１％以上、０．１００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
さらに、鋼中に質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０１０％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
さらに、表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項８】
請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、請求項１、請求項３〜請求項６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１１００℃以上に加熱し、熱間圧延を実施し、酸洗を行った後、１５％以上の圧延率で冷間圧延を行い、得られた冷延鋼板を再結晶温度以下、（再結晶温度−３０）℃超の最高温度にて焼鈍する焼鈍工程を行った後、１℃／秒以上、２００℃／秒以下の平均冷却速度で４８０℃以下まで冷却する冷却工程を行うことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記焼鈍工程において、前記最高温度で３０秒以上、３００秒以下保持することを特徴とする請求項８に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記冷却工程の後に、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うことを特徴とする請求項８または請求項９に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレス加工される自動車用鋼板として好適であり、高い加工性と降伏応力を持つ４００Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度を有する高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
加工性に優れた高強度鋼板に対する要求は年々高まっている。衝撃吸収部材の材料として用いる鋼板を例に取ってみると、部品形状を作りこむための加工性と衝撃吸収特性を高めるための高強度化との両立が求められている。
乗員を保護するためには、衝撃吸収部材の変形量を抑制しつつ衝突時の吸収エネルギーを増加させることが要求される。この要求に対応するには、非特許文献１に示されるように、衝撃吸収部材の材料として用いる鋼板の降伏応力を増加させることが有効である。
【０００３】
一般的に、鋼板の降伏応力を増加させる場合には、引張強度を高める。しかし、鋼板の高強度化は、加工性の劣化を招く。このため、複雑な形状の部品への適用が困難な材料となる。また、同一強度を有する鋼板の降伏応力を高める手法として、Ｔｉ、Ｎｂなどを添加することによる析出強化を用いた鋼板が報告されている。しかし、析出強化を用いた鋼板は、同一強度の鋼板の中では加工性が低く、降伏応力と加工性の両立に対する解とは成り難い。
【０００４】
これに対して、特許文献１には、転移を多く含む未再結晶フェライトを均一に分散させることで、高い降伏応力と加工性を両立する技術が報告されている。また、特許文献１には、再結晶フェライトと未再結晶フェライトの圧延方向の長さの比を制御することが提案されている。しかし、更なる加工性の向上が要求された場合、特許文献１に記載の技術では不十分である。
【０００５】
特許文献２には、未再結晶組織を有する化成処理性と加工性の良好な冷延鋼板が報告されている。しかし、特許文献２に記載の技術は、もともと加工性の高い極低Ｃ材に特化した技術であり、一般的な低炭素鋼で同様の効果が得られるものではない。
【０００６】
また、特許文献３には、硬質第２相より軟質である未再結晶フェライトを活用することにより、局部延性を向上させるとともに、冷延鋼板のヤング率を向上させる技術が報告されている。しかし、特許文献３に記載の技術では、局部延性の改善は期待できても、未再結晶フェライトの結晶粒の延性が乏しいため、伸びの改善は期待できない。
【０００７】
特許文献４には、未再結晶フェライトを活用してヤング率とランクフォード値（ｒ値）を高める技術が紹介されている。しかし、特許文献４に記載の技術は、伸びの改善に関わる技術ではない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００８−１５６６８０号公報
【特許文献２】特開昭６２−１６１９３８号公報
【特許文献３】特開２００８−１０６３５２号公報
【特許文献４】特開２００９−１１４５２３号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】自動車技術会  春季学術講演会論文集、昭和４８年、Ｐ６０
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、このような従来の事情に鑑みてなされたものであり、４００Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度を有し、高い伸びと高い降伏応力とを持つ加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、未再結晶フェライトに着目し、未再結晶フェライトの硬さを最大限に利用しつつ、伸びを高める方策について、鋭意検討を重ねた。
その結果、金属組織に含まれる未再結晶フェライト相の面積率を２０％未満にすることで伸びが急激に増加し、かつ面積率を２％以上とすることで優れた降伏応力が得られることを見出した。
【００１２】
また、本発明者らは、未再結晶フェライトを適度に含有している金属組織を有する高強度鋼板を製造する方法について検討した。その結果、熱延鋼板に酸洗を行った後、１５％以上の圧延率で冷間圧延を行って得られた冷延鋼板を、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率によって決定される再結晶温度（再結晶完了温度）以下、（再結晶温度−３０）℃超の最高温度で焼鈍することが重要であることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
【００１３】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３％以上、０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．３％以上、４．０％以下、
Ｐ  ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｓ  ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
Ｎ  ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
金属組織が２％以上、２０％未満の面積率で未再結晶フェライト相を含有し、
引張強度に対する降伏応力の比（降伏応力（Ｎ／ｍｍ２）／引張強度（Ｎ／ｍｍ２））が０．７５以上であり、
降伏応力と伸びとの積（降伏応力（Ｎ／ｍｍ２）×伸び（％））が１２０００以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
【００１４】
（２）  前記未再結晶フェライト相の７０％以上の面積率が、長軸の長さが２５μｍ以下である未再結晶フェライト粒からなり、
前記未再結晶フェライト粒の連結率が０．３０以下であることを特徴とする（１）に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【００１５】
（３）  さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上、３．０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
（４）  さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｔｉ：０．１８％以上、０．３０％以下、
Ｖ  ：０．０１％以上、０．５０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【００１６】
（５）  さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１％以上、０．１００％以下を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
（６）  さらに、鋼中に質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０１０％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【００１７】
（７）  さらに、表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【００１８】
（８）  （１）〜（７）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、（１）（３）〜（６）のいずれかに記載の成分組成からなる鋳造スラブを１１００℃以上に加熱し、熱間圧延を実施し、酸洗を行った後、１５％以上の圧延率で冷間圧延を行い、得られた冷延鋼板を再結晶温度以下、（再結晶温度−３０）℃超の最高温度にて焼鈍する焼鈍工程を行った後、１℃／秒以上、２００℃／秒以下の平均冷却速度で４８０℃以下まで冷却する冷却工程を行うことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１９】
（９）  前記焼鈍工程において、前記最高温度で３０秒以上、３００秒以下保持することを特徴とする（８）に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１０）  前記冷却工程の後に、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うことを特徴とする（８）または（９）に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、高い加工性、特に高い伸びと高い降伏応力を両立した高強度鋼板を提供できる。本発明の高強度鋼板は、例えば、加工が困難な形状であり衝突吸収特性が要求される衝撃吸収部材の材料などに好適である。また、本発明の高強度鋼板は、例えば、衝撃吸収部材など自動車用部材の材料として用いることで、車体の軽量化、部品の一体成形化、加工工程の合理化が可能であり、燃費の向上、製造コストの低減を図ることができる。したがって、本発明は、工業的価値が大なるものである。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下、本発明の高強度鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。
これまで、ＤＰ（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ（二相））鋼の変態硬質相（マルテンサイト、ベイナイトなど）を加工性の高いフェライト相に分散させることで、加工性と強度を両立させる技術が提案されている。これは、延性に優れる軟質相の特徴を活かしつつ、硬質相の存在により、効率的に鋼の強化を図ることで達成される。
【００２２】
本発明では、硬質相として、変態硬質相ではなく、未再結晶フェライト相を利用する。未再結晶フェライト相と変態硬質相とでは、相を形成している粒自体の硬さ、形状、配列などの特徴が大きく異なる。このため、未再結晶フェライト相と変態硬質相とでは、好適な形状、面積率などが異なる上、好適な形状、面積率とするための条件も大きく異なる。
【００２３】
また、従来、未再結晶フェライト相の面積率を検討した例は少なく、未再結晶フェライト粒の連結率、サイズを制御して、鋼板の材質改善の可能性を検討した例はない。
したがって、硬質相として変態硬質相を利用する場合の知見から、未再結晶フェライト相を利用する際の条件は、容易に推測し得ない。
【００２４】
また、従来、未再結晶フェライトは、加工性が望まれる鋼板の特性を制御するために利用されることはほとんどなかった。これは、鋼板の金属組織に未再結晶フェライトが含まれていると、鋼板の延性が著しく劣化することに起因する。
一方で、未再結晶フェライトの硬質なフェライトとしての価値は、古くから認識されている。このため、未再結晶フェライトは、低コストで鋼板の強度を高める手段として利用されてきた。
【００２５】
本発明は、未再結晶フェライトを硬質相として分散した際の最適条件を明らかにしたことによりなされたものである。本発明者らは、未再結晶フェライトの硬さを最大限に利用しつつ、伸びを高める方策について、鋭意検討を重ねた。その結果、降伏応力は、金属組織に含まれる未再結晶フェライトの面積率と１次相関があることが分かった。すなわち、未再結晶フェライト相の面積率が高い程、降伏応力が高くなる。そして、未再結晶フェライト相の面積率を２％以上とすることで、優れた降伏応力が得られることを見出した。一方で、伸びは、未再結晶フェライトの面積率に対して臨界値が存在し、面積率を２０％未満に制御することで急激に増加することを見出した。
【００２６】
更に、本発明者らが検討を重ねた結果、鋼板の伸びが、未再結晶フェライト粒の連結率および長軸の長さの影響を強く受けることを見出した。そして、未再結晶フェライト相の７０％以上の面積率が、長軸の長さが２５μｍ以下である未再結晶フェライト粒からなり、未再結晶フェライト粒の連結率が０．３０以下である場合に、高い降伏応力を保ちつつ、より一層伸びが改善されることを確認した。このような効果が得られる理由は明らかではないが、延性の乏しい未再結晶フェライトへの応力集中を回避しつつ、未再結晶フェライトの硬さを利用できる最適値が存在しているためであると推定される。
【００２７】
本発明の高強度鋼板は、未再結晶フェライト相の面積率と、未再結晶フェライト粒の長軸の長さおよび連結率とを制御することにより、鋼板の伸びと降伏応力のバランスを向上させたものである。本発明の高強度鋼板の製造方法では、冷間圧延の圧延率を制御するとともに、焼鈍工程における最高温度を、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率により決まる再結晶温度に準じて厳密に制御する。
【００２８】
本発明の高強度鋼板およびその製造方法を用いて得られる高強度鋼板の厚みは、特に限定されないが、０．１〜１１．０ｍｍの薄鋼板であることが好ましい。厚みが上記範囲である高強度薄鋼板は、例えば、衝撃吸収部材などプレス加工して製造される自動車用部材の材料として好ましく使用できる。また、厚みが上記範囲である高強度薄鋼板は、薄板製造ラインを用いて容易に製造できる。
本発明の高強度鋼板は、引張強度が４００〜７８０Ｎ／ｍｍ２であることが好ましい。引張強度が上記範囲内の高強度鋼板は、特に、衝撃吸収部材などの自動車用部材の材料として好適である。
【００２９】
以下、本発明の各構成要件について、詳細に説明する。
まず、鋼板材質の限定理由について述べる。
本発明の高強度鋼板は、引張強度に対する降伏応力の比（降伏応力（Ｎ／ｍｍ２）／引張強度（Ｎ／ｍｍ２））であるＹＲが０．７５以上であり、降伏応力と伸びとの積（降伏応力（Ｎ／ｍｍ２）×伸び（％））であるＹＰ＊Ｅｌが１２０００以上である。
【００３０】
ＹＲが高いほど、同一引張強度での降伏応力（ＹＰ）が高い。引張強度の増加は、伸びの低下を引き起こすため、同一引張強度での降伏点を高めることが、鋼板を衝撃吸収部材の材料として用いた場合に、部材の衝撃吸収特性を効果的に高める技術となりうる。ＹＲが０．７５未満では、引張強度に対して降伏応力が低いため、伸びと降伏応力を高いレベルで両立することが困難となる。また、引張強度と降伏応力との差が低い（ＹＲが高い）ことは、低ひずみ域の応力が高いことを意味している。低ひずみ域の応力が高いことは、鋼板を衝撃吸収部材の材料として用いた場合に、部材の衝撃吸収特性の上昇に大きく寄与する。したがって、ＹＲは０．７５以上とすることが好ましい。また、ＹＲは、０．９９以下であることが好ましい。
【００３１】
本発明の高強度鋼板は、ＹＲが０．７５以上であり、かつＹＰ＊Ｅｌが１２０００以上である必要がある。ＹＰ（降伏応力）の低い鋼板は、衝撃吸収特性に優れた形状に加工することで衝撃吸収特性を満たす部材（部品）とすることが可能になる。しかし、部材が衝撃吸収特性に劣る形状であったり、Ｅｌ（伸び）が不足して衝撃吸収特性に優れた形状に加工できなかったりする場合、鋼板（材料）のＹＰを高くする必要がある。
【００３２】
すなわち、ＹＰ＊Ｅｌの高い材料を用いることが、効果的に部品としての衝撃吸収特性を高めることにつながる。このような部品としての特性は、衝撃吸収特性に限るものではなく、疲労特性や強度特性においても同様である。ＹＰ＊Ｅｌが１２０００未満であると、材質の降伏応力と伸びのいずれかが不足するため、鋼板を用いた部品の特性を効果的に高めることができない。特に、高い部品特性が必要な場合は、ＹＰ＊Ｅｌが１２５００以上あることが望ましい。
本発明の高強度鋼板は、降伏応力が３３０〜１０２０Ｎ／ｍｍ２であることが好ましく、伸びが１３．０〜３９．０％であることが好ましい。
【００３３】
次に、本発明の成分組成の限定理由について述べる。以下、特に断らない限り、％は質量％を意味する。
Ｃは、鋼の強化に寄与する。Ｃ含有量は、強度を確保するために０．０３％以上必要であり、０．０４％以上であることが好ましい。一方で、鋼の加工性に影響を及ぼす元素であり、Ｃ含有量が多くなると、加工性が劣化する。Ｃ含有量が０．３５％を超えると、第２相としてベイナイトやパーライト、マルテンサイトが多量に発生し、これらが未再結晶フェライトと相互に影響して伸びが低下する。また、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、有害な炭化物（セメンタイト）の生成により穴広げ性が著しく低下する。このため、Ｃ含有量は０．３５％以下とする。但し、特に高い穴拡げ性が要求される場合、Ｃ含有量を０．１０％以下とすることが望ましい。
【００３４】
Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度を高めるうえ、延性の低下が少ない。したがって、Ｓｉは、鋼の強度を高めるために有効な元素である。また、Ｓｉは、有害な炭化物の生成を抑え、加工性の改善にも効果がある。炭化物の生成を抑える作用は、Ａｌによって代替えも可能である。以上から、Ｓｉは０．０１％以上添加することが望ましい。特に０．１０％以上のＡｌを添加しない場合は、０．３０％以上のＳｉを添加することが望ましい。ただし、Ｓｉ含有量が多すぎると、化成処理性が低下するほか、点溶接性も劣化する。このため、Ｓｉ含有量は２．００％を上限とする。
【００３５】
Ａｌは、前述のＳｉと同様、有害な炭化物の生成を抑え、伸びを向上するために有効な元素である。従来、Ａｌは脱酸に必要な元素であり、０．０１〜０．０７％程度添加してきた。本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、低Ｓｉ系においてＡｌを多量に添加することにより、延性を劣化させることなく、化成処理性を改善できることを見出した。しかし、Ａｌ含有量が多すぎると、延性向上の効果が飽和してしまうばかりか、化成処理性も点溶接性も劣化する。このため、Ａｌ含有量は２．００％を上限とし、特に化成処理の厳しい条件では１．００％を上限とすることが望ましい。十分な脱酸のためには、Ａｌを０．０１％以上添加する必要がある。
【００３６】
Ｍｎは、強度確保に必要な元素である。また、Ｍｎは、再結晶を遅らせて未再結晶フェライトの生成に寄与する。この効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．３％以上とする必要がある。しかし、Ｍｎを多量に添加すると、ミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、伸びを劣化させる。これより、Ｍｎ含有量は４．０％を上限とする。
【００３７】
Ｐは、鋼板の強度を上げる元素であり、Ｃｕと同時添加することにより耐腐食性を向上する元素である。しかし、Ｐ含有量が高いと、溶接性、加工性、靭性の劣化を引き起こす。これより、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。特に、耐食性が問題とならない場合には、加工性を重視して、Ｐ含有量を０．０３０％以下とすることが望ましい。しかし、Ｐ含有量を低減させるには、コストがかかるため、脱Ｐコストの観点から下限を０．００１％とする。
【００３８】
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成し、割れの起点となり、加工性のうち穴拡げ性を低減させる元素であり、全伸びを著しく低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする必要がある。但し、Ｓ含有量を０．０００５％未満にするためには、脱硫コストが高くなる。このため、Ｓ含有量を０．０００５％以上とする。
【００３９】
Ｎは、加工性を劣化させる。また、ＮとともにＴｉおよび／またはＮｂが添加された場合には、ＴｉＮ、ＮｂＮの生成によりＴｉ、Ｎｂの有効量が低減する上、生成した窒化物が、伸びおよび穴拡げ性を低下させる。このため、Ｎ含有量は、少ない方が良い。上記の制約から、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。脱Ｎコストの観点から、Ｎ含有量の下限を０．０００５％とする。
【００４０】
本発明の高強度鋼板は、さらに、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、いずれも炭化物を形成し、強度の増加に有効である。この効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を添加する必要がある。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、再結晶を遅らせ、未再結晶フェライトの形成に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｔｉは０．００５％以上、Ｎｂは０．００５％以上、Ｖは０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの添加が過度になると、析出強化により伸びが劣化する。このため、Ｔｉの含有量は０．３０％以下、Ｎｂの含有量は０．３０％以下、Ｖの含有量は０．５０％以下とする。
【００４１】
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物系の介在物の形状を制御し、加工性の向上に有効である。この効果を有効に発揮させるためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加する必要がある。このとき、各々の元素は０．０００５％以上添加する必要がある。一方、多量の添加は、逆に鋼の清浄度を悪化させるため、伸びの低下につながる。これより、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有する場合、各々の添加量の上限を０．０１０％とする。
【００４２】
Ｃｕは、Ｐとの複合添加により、耐腐食性を向上する元素である。この効果を得るためには、Ｃｕを０．０５％以上添加することが望ましい。但し、多量のＣｕの添加は、焼き入れ性を増加させ、延性が低下する。このため、Ｃｕ含有量の上限を３．０％とする。
Ｎｉは、Ｃｕを添加したときの熱間割れを抑制する元素である。この効果を得るためには、Ｎｉを０．０５％以上添加することが望ましい。但し、多量のＮｉの添加は、Ｃｕ同様に焼き入れ性を増加させ、延性が低下する。このため、Ｎｉ含有量の上限を３．０％とする。
【００４３】
Ｍｏは、セメンタイトの生成を抑制し、強度に寄与するほか、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｍｏを０．０５％以上添加する必要がある。但し、Ｍｏも焼き入れ性を高める元素であるため、Ｍｏを過剰に添加すると延性が低下する。このため、Ｍｏ含有量の上限を１．０％とする。
【００４４】
ＣｒもＶと同様に炭化物を形成し、強度確保に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｃｒを０．０５％以上添加する必要がある。但し、Ｃｒは、焼き入れ性を高める元素であるため、多量に添加すると伸びが低減する。そこで、Ｃｒ含有量の上限を３．０％とする。
【００４５】
Ｂは、Ｍｎと同様に強度に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。但し、Ｂも焼き入れ性を高める元素であるため、多量に添加すると延性が低下する。このため、Ｂ含有量の上限を０．１００％とする。
【００４６】
次に、本発明の高強度鋼板の金属組織について説明する。
本発明において、最も重要な特徴のひとつが未再結晶フェライト相の面積率である。鋼板の伸びを確保する点では、未再結晶フェライト相は少ない程良い。ただし、鋼板の伸びは、未再結晶フェライト相の面積率と１次関数にはならず、未再結晶フェライト相の面積率が２０％未満になると急激に増加する。一方で、鋼板の降伏応力は、未再結晶フェライト相の面積率が低下するのにしたがって、ほぼ１次関数で低下する。
【００４７】
よって、鋼板の降伏応力と伸びのバランスを高めるために、金属組織の含有する未再結晶フェライト相の面積率は２％以上、２０％未満とする。特に、高い伸びを有する鋼板が望まれる場合は、未再結晶フェライト相の面積率を１５％以下することが望ましい。また、降伏応力が強く望まれる部材用途に用いる鋼板である場合には、未再結晶フェライト相の面積率を５％以上とすることが望ましい。
【００４８】
「未再結晶フェライト相の面積率の算出方法」
本発明の高強度鋼板に含まれる未再結晶フェライト相の面積率は、以下に示す方法により求める。
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、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチを行ってから光学顕微鏡で観察し、写真を撮影する。得られた顕微鏡写真を画像解析することによって、フェライト相と、フェライト相以外とを区別して、フェライト相の面積率を算出する。なお、フェライト相の面積率は、顕微鏡写真の１つの視野を縦２００μｍ横２００μｍ以上の面積とし、視野の異なる１０以上の顕微鏡写真をそれぞれ画像解析してフェライト相の面積率を算出し、これを平均することにより求める。
【００４９】
また、鋼板を機械研磨等によって所定の板厚まで減厚し、電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように試料を作製する。作成した試料の測定面について、電子後方散乱解析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ｂａｃｋ  ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰという。）における結晶方位測定データを得る。ＥＢＳＰは、試料の各結晶粒内で５点以上測定する。ＥＢＳＰの各測定結果から得られた結晶方位測定データは、ピクセルとして出力される。
【００５０】
次に、得られた結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ）法で解析し、フェライト相に含まれる未再結晶フェライトを判別し、フェライト相中の未再結晶フェライトの面積率を算出する。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができる。本発明では、隣接する測定点との平均結晶方位差が１°以上である粒を未再結晶フェライトと定義する。
【００５１】
次に、高強度鋼板の金属組織中のフェライト相の面積率と、フェライト相中に含まれる未再結晶フェライトの面積率とを用いて、金属組織中の未再結晶フェライトの面積率を算出する。
【００５２】
上記の未再結晶フェライト相の面積率が鋼板の伸びに与える影響については明らかとなっていないが、面積率が高い製造条件では、未再結晶フェライト相の各粒の長軸長さが大きくなりやすく、連結率も高くなりやすい。また、長手方向に伸びた延性の低い未再結晶フェライトの粒はボイド発生の起点となりやすく、延性を著しく低下させていると考えられる。したがって、延性の低下を抑制するためには、未再結晶フェライト相の面積率の規定に加えて、未再結晶フェライト相の７０％以上の面積率が、長軸の長さが２５μｍ以下である未再結晶フェライト粒であることが望ましい。ボイド発生の関連から、未再結晶フェライト相のうち、長軸の長さが２５μｍ以下の未再結晶フェライト粒の面積率が７０％以上であると、未再結晶フェライト相を面積率で２〜２０％未満含むことによる延性の劣化はほぼ抑制できる。
【００５３】
なお、未再結晶フェライト相の７０％以上の面積率が、長軸の長さが２５μｍ以下である未再結晶フェライト粒であるとは、２箇所以上の未再結晶フェライト相のそれぞれについて、以下に示す方法により１００個程度の未再結晶フェライト粒の長さを測定し、測定数に対する長軸の長さが２５μｍ以下の未再結晶フェライト粒の割合｛（２５μｍ以下の未再結晶フェライト粒の数／測定した未再結晶フェライト粒の数）×１００｝を算出し、その平均値が７０％以上であることを意味する。
【００５４】
「未再結晶フェライト粒の長軸の長さの測定方法」
未再結晶フェライト粒の長軸の長さは、２次元の光学顕微鏡またはＥＢＳＰにおける結晶方位解析から得られる未再結晶フェライト粒の観察結果を用いて測定する。ただし、２つ以上の未再結晶フェライト粒が接して存在していて、以下に示す条件を満たす場合、２つ以上の未再結晶フェライト粒の塊の一部または全部を１つの未再結晶フェライト粒として取り扱う。すなわち、互いに接して存在している未再結晶フェライト粒のうち界面の長さが短い方の界面の長さに対して、未再結晶フェライト粒同士の界面の長さが１／５以上である場合である。この場合の未再結晶フェライト粒の長軸の長さは、未再結晶フェライト粒の塊の長軸の長さと定義する。
【００５５】
一方で、未再結晶フェライト相の各粒の連結率が低いことも、延性の乏しい未再結晶フェライト相への応力集中を抑えることで鋼板の伸びに寄与すると思われる。連結率が低くなるほど伸びは高くなるが、未再結晶フェライト粒の連結率が０．３０以下であると、伸びの改善効果が得られる。
【００５６】
「未再結晶フェライト粒の連結率の算出方法」
未再結晶フェライト粒の連結率とは、未再結晶フェライト粒と隣り合う結晶粒の総数Ａのうち、未再結晶フェライト粒と隣り合う結晶粒が他の未再結晶フェライト粒である数Ｂの割合（Ｂ／Ａ）である。未再結晶フェライト粒の連結率は、２箇所以上の未再結晶フェライト相のそれぞれについて、１００個程度の未再結晶フェライト粒の連結率を算出し、それを平均することにより算出する。
【００５７】
未再結晶フェライト粒と隣り合う結晶粒の総数Ａ、および隣り合う結晶粒が他の未再結晶フェライト粒である数Ｂは、２次元の光学顕微鏡またはＥＢＳＰにおける結晶方位解析から得られる未再結晶フェライト粒の観察結果を用いて測定する。ただし、２つ以上の未再結晶フェライト粒が接して存在していて、以下に示す条件を満たす場合、２つ以上の未再結晶フェライト粒の塊の一部または全部を１つの未再結晶フェライト粒として取り扱う。すなわち、互いに接して存在している未再結晶フェライト粒のうち界面の長さが短い方の界面の長さに対して、未再結晶フェライト粒同士の界面の長さが１／５以上である場合である。
【００５８】
なお、本発明は、未再結晶フェライト相を最大限に活用する発明であり、本発明の高強度鋼板の金属組織において、未再結晶フェライト相以外の相については、特に制約を設けるものではない。
【００５９】
本発明の高強度鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。表面に亜鉛めっき層を付与することで、耐食性が向上する。溶融亜鉛めっき層は、ＺｎとＡｌとを含み、Ｆｅ含有量を１３％未満に制限したものであることが好ましい。溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が１３％未満であると、めっき密着性、成形性、穴拡げ性に優れる。Ｆｅ含有量が１３％以上であると、溶融亜鉛めっき層自体の密着性が損なわれる。このため、鋼板を加工する際に溶融亜鉛めっき層が破壊・脱落し、金型に付着することで、疵の原因となる。
【００６０】
溶融亜鉛めっき層は、合金化されていてもよい。合金化された溶融亜鉛めっき層では、合金化処理によって溶融亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれているため、優れたスポット溶接性および塗装性が得られる。合金化された溶融亜鉛めっき層では、Ｆｅ含有量は７％以上であることが好ましい。Ｆｅ含有量が７％未満では、合金化処理を行うことによるスポット溶接性の向上効果が不十分となる場合がある。
なお、合金化されていない溶融亜鉛めっき層では、Ｆｅ含有量が１３％未満であれば、７％未満であっても溶融亜鉛めっき層を有することによる効果に影響はなく、０％であってもよい。
【００６１】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ２以上であることが望ましい。
本発明の高強度鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施してもよい。また、本発明の高強度鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、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よい。
【００６２】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上記のいずれかの成分組成からなる鋳造スラブを用意する。次いで、鋳造スラブを直接または一旦冷却した後、１１００℃以上に加熱し、熱間圧延を実施する。
【００６３】
本実施形態では、熱間圧延を行う前に、鋳造スラブの均質化および炭窒化物の溶解のために１１００℃以上に加熱する熱処理を行う。鋳造スラブの熱処理は、鋳造スラブを鋳造した後の高温のままの鋳造スラブに直接行ってもよいし、鋳造後に一旦冷却した鋳造スラブを再加熱して行ってもよい。
鋳造スラブの熱処理温度が１１００℃未満では、鋳造スラブの均質化および炭窒化物の溶解が不十分となり、強度の低下や加工性の低下を起こす。一方、鋳造スラブの熱処理温度が１３００℃を超えると、製造コストが増加するとともに、生産性が低下する。また、熱処理温度が１３００℃を超えると、初期のオーステナイト粒径が大きくなることで最終的に混粒になりやすくなり、延性が低下する恐れがある。そこで、鋳造スラブの熱処理温度は、１１００℃以上とする必要があり、１３００℃未満が望ましい。
【００６４】
熱間圧延は、Ａｒ３点以上の温度で仕上げ圧延を行うことが望ましい。熱間圧延の仕上げ温度がＡｒ３点を下回ると、冷間圧延での割れを誘発し、材質の低下が懸念される。
Ａｒ３変態温度は、質量％で表したＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの含有量、それぞれ（％Ｃ）（％Ｓｉ）（％Ｐ）（％Ａｌ）（％Ｍｎ）（％Ｍｏ）（％Ｃｕ）（％Ｃｒ）（％Ｎｉ）を用いて、以下の式により計算すれば良い。また、選択的に添加される元素であるＭｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉは、含有量が不純物程度である場合は、０として計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×（％Ｃ）＋３３×（％Ｓｉ）＋２８７×（％Ｐ）
＋４０×（％Ａｌ）−９２×（％Ｍｎ＋％Ｍｏ＋％Ｃｕ）−４６×（％Ｃｒ＋％Ｎｉ）
【００６５】
熱間圧延後に得られた熱延鋼板は、酸洗にてスケール層を除去した後、冷間圧延を行う。冷間圧延は１５％以上の圧延率で行う。冷間圧延での圧延率が１５％未満であると、再結晶核の形成が起こりにくく、回復粒の粗大化によって粒成長が始まる。このため、再結晶が不十分となり、未再結晶フェライトの面積率が２０％未満である金属組織を得ることが困難となる。冷間圧延での圧延率は、未再結晶フェライトの面積率を小さくして鋼板の伸びをより一層向上させるために、５０％以上であることが好ましい。
また、冷間圧延での圧延率は、圧延荷重が高いことによる鋼板形状の劣化を防止するため、８０％以下であることが好ましい。
【００６６】
次に、得られた冷延鋼板を再結晶温度以下、（再結晶温度−３０）℃超の最高温度にて焼鈍する焼鈍工程を行う。
焼鈍工程は、本発明の高強度鋼板の金属組織を作りこむうえで、最も重要な工程である。焼鈍工程における最大到達温度（最高温度）は、再結晶温度に対して管理される。すなわち、最大到達温度を、再結晶温度以下、（再結晶温度−３０）℃超とする必要がある。最大到達温度が、再結晶温度を超えると、未再結晶フェライト相を残存させることが困難となる。最大到達温度は、未再結晶フェライトの面積率を確保しやすくするために、再結晶温度の−１０℃以下であることがより好ましい。また、最大到達温度が、（再結晶温度−３０）℃以下であると、未再結晶フェライト相が残存しすぎて著しい伸びの劣化が起こる。
【００６７】
再結晶温度は、再結晶温度を変化させる主な因子である、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率によって、以下に示す方法により、予め決定される。
「再結晶温度の算出方法」
所定の成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率で作成した冷延鋼板（冷延まま材）を、ディラトメータにて１０℃／ｓの昇温速度で加熱し、種々の到達温度に達したところで冷却を行って試験体とする。本実施形態では、到達温度を１０℃以下のピッチで変化させて、到達温度の異なる複数の試験体を作成する。得られた各試験体の未再結晶フェライト相の面積率を、上述した「未再結晶フェライト相の面積率の算出方法」を用いて調べる。そして、再結晶フェライト相の面積率が９８％以上であった試験体の到達温度の最高温度を、再結晶温度とする。
【００６８】
なお、再結晶温度を決定する際には、精度が確認されていて、鋼板の未再結晶フェライト相の面積率と対応している物理モデルを用いて、上記の複数の試験体のうちの一部または全部の未再結晶フェライト相の面積率を算出してもよいし、再結晶温度を算出してもよい。
また、複数の試験体の未再結晶フェライト相の面積率に基づいて、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率のいずれかの条件（例えば、成分組成）と再結晶温度との関係を示すマップを作成し、これを用いて再結晶温度を決定してもよいし、上記のいずれか１以上の条件と再結晶温度との経験式を作成し、これを用いて再結晶温度を決定してもよい。
【００６９】
本実施形態では、焼鈍工程において、最高温度以下、最高温度−３０℃以上の温度範囲で３０秒以上、３００秒以下保持することが好ましい。最高温度以下、最高温度−３０℃以上の温度範囲で３０秒以上保持することにより、未再結晶フェライト粒の長軸の長さが低減するとともに、連結率が低減する。一方、最高温度以下、最高温度−３０℃以上の温度範囲での保持時間が、３００秒を超えても、未再結晶フェライト粒の長軸の長さおよび連結率の低減効果が飽和する上、生産性が低下して製造コストが増大するため、好ましくない。
【００７０】
本実施形態では、焼鈍工程を行った後、１℃／秒以上、２００℃／秒以下の平均冷却速度で４８０℃以下まで冷却する冷却工程を行う。
冷却工程では、冷却中の組織変化による材質劣化を抑制するため、１℃／秒以上の平均速度で冷却する必要がある。また、２００℃／秒を超える平均冷却速度としても、高強度鋼板の特性が大きく変わることはなく、冷却停止温度の精度の低下および冷却コストの増大を生み出す。このため、平均冷却速度の上限を２００℃／秒とする。
冷却工程では、冷却停止温度を４８０℃以下とする。冷却停止温度が４８０℃を超えるとパーライトの形成により、高強度鋼板の伸びが著しく劣化する。
【００７１】
本実施形態では、冷却工程の後に、溶融亜鉛めっきを施してもよい。このことにより、表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度鋼板が得られる。
さらに、本実施形態では、溶融亜鉛めっきを施した後に、合金化処理を行ってもよい。合金化処理を行う場合には、６００℃以下の温度で行うことが好ましい。合金化処理の温度を６００℃以下とした場合、冷却工程後の鋼板の金属組織が、合金化処理を行うことによって変化することを抑制でき、好ましい。
【実施例】
【００７２】
次に、本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造法により鋳造スラブとした。
表１において、符号Ａ〜Ｌの鋼は、成分組成が本発明を満たしている。符号ａの鋼はＣとＣａの含有量、ｂの鋼はＭｎとＰの含有量、ｃの鋼はＮｂの含有量、ｄの鋼はＣの含有量、ｅの鋼はＳｉとＳの含有量、ｆの鋼はＮとＴｉの含有量が、それぞれ本発明の範囲外である。
【００７３】
表２および表３における鋼の符号は、アルファベットが表１に示す鋼の種類を表し、数字が実施例の番号を表す。例えば「Ａ１」とあるのは、表１の鋼Ａを用いた１番目の実施例であることを意味する。
表１〜３においては、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。
【００７４】
【表１】
0006620431.tif 000002
【００７５】
【表２】
0006620431.tif 000003
【００７６】
【表３】
0006620431.tif 000004
【００７７】
表１に示す成分組成の鋳造スラブを、加熱し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、焼鈍工程、冷却工程を行って、板厚１．４ｍｍの鋼板を得た。
表２に、鋳造スラブ加熱温度、Ａｒ３、熱間圧延の仕上温度、冷間圧延の圧延率、焼鈍工程の再結晶温度−最高到達温度（最高温度）、最高温度での保持時間、冷却工程での平均冷却速度、冷却停止温度を示す。
【００７８】
得られた鋼板に、０．５％のスキンパス圧延を行い、一部の鋼板については、常法に従って溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっきを施したものの一部には溶融亜鉛めっきに浸漬した後に６００℃以下の温度で合金化処理を行って、供試体とした。表２に、溶融亜鉛めっき層の有無、合金化処理の有無を示す。
【００７９】
各供試体について、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠して機械特性（ＹＰ（降伏応力）、引張強度、伸び、ＹＲ（降伏応力／引張強度）、ＹＰ＊Ｅｌ（降伏応力×伸び））を評価した。その結果を表３に示す。
また、供試体について、上述した方法を用いて、未再結晶フェライト相の面積率、未再結晶フェライト相中の長軸の長さが２５μｍ以下である未再結晶フェライト粒の面積率、未再結晶フェライト粒の連結率を調べた。その結果を表３に示す。
【００８０】
表３に示すように、本発明の請求項１を満たす供試体（表３の備考における発明鋼１および発明鋼２）は、本発明の請求項１を満たさない供試体（表３の備考における比較鋼）と比べて、優れたＹＰ＊Ｅｌを示した。このことから、本発明の請求項１を満たすことで、優れた加工性（伸び）と高い降伏応力とが得られることが分かった。
更に、本発明の請求項１および請求項２を満たす供試体（表３の備考における発明鋼１）は、更に優れたＹＰ＊Ｅｌを示した。
【００８１】
一方、比較鋼は、ＹＰ＊Ｅｌが発明鋼１、参考例１および発明鋼２と比較して劣位であり、さらに、鋼Ｂ１、ａ１、ｂ１、ｄ１ではＹＲも劣位であり、鋼ｄ１は強度も不足であった。
鋼Ａ１は、冷間圧延の圧延率が低いため、未再結晶フェライト相の面積率が大きくなって伸びが不足したため、ＹＰ＊Ｅｌが小さくなった。
鋼Ｂ１は、冷却工程での平均冷却速度が遅いため、冷却中に金属組織が変化したため、未再結晶フェライト相の面積率が小さくなった。その結果、降伏応力が不足して、ＹＲもＹＰ＊Ｅｌも小さくなった。
【００８２】
鋼Ｅ４、Ｅ５は、最高温度が低すぎるため、未再結晶フェライト相の面積率が大きくなって伸びが不足し、ＹＰ＊Ｅｌが小さくなった。
鋼Ｇ１は、冷却停止温度が高すぎるため、パーライトが生成し、ＹＰ＊Ｅｌが小さくなった。
鋼Ｌ２は、鋳造スラブ加熱温度が低すぎるため、未再結晶フェライト相の面積率が大きくなって伸びが不足し、ＹＰ＊Ｅｌが小さくなった。鋼Ｌ１と鋼Ｌ２とを比較すると、発明鋼１である鋼Ｌ１は、同じ成分組成であって未再結晶フェライトの面積率が本発明の請求項１を満たさない鋼Ｌ２と比較して、ＹＰ＊Ｅｌが２倍以上の高い数値となった。
【００８３】
鋼ａ１は、ＣおよびＣａの含有量が過剰であるため、伸びが不足し、ＹＲもＹＰ＊Ｅｌも小さくなった。
鋼ｂ１は、ＭｎおよびＰの含有量が過剰であるため、伸びが不足し、ＹＲもＹＰ＊Ｅｌも小さくなった。
鋼ｃ１は、Ｎｂの含有量が過剰であるため、未再結晶フェライト相の面積率が大きくなって伸びが不足し、ＹＰ＊Ｅｌが小さくなった。
【００８４】
鋼ｄ１は、Ｃの含有量が不足しているため、降伏応力および引張強度が不足し、ＹＲもＹＰ＊Ｅｌも小さくなった。
鋼ｅ１は、ＳｉおよびＳの含有量が過剰であるため、ＹＰ＊Ｅｌが小さくなった。
鋼ｆ１は、ＮおよびＴｉの含有量が過剰であるため、未再結晶フェライト相の面積率が大きく、ＹＰ＊Ｅｌが小さくなった。