(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．５〜２．５％、
Ｍｎ：１〜３．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．０２〜０．１５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物であり、且つ
前記Ｓｉ量が下記（１）式を満足すると共に、
金属組織がマルテンサイト、ベイナイト、および疑似パーライトよりなる低温変態生成相と、フェライトとの混合組織で構成されており、
前記金属組織に占める前記低温変態生成相の面積分率は１０〜９０％、前記フェライトの面積分率は１０〜９０％であり、且つ
前記金属組織における前記低温変態生成相に占めるベイナイトおよび疑似パーライトの面積比が０．３以下であることを特徴とする、強度ＴＳ（ＭＰａ）と伸びＥｌ（％）の積が１７０００以上を満足する強度−伸びバランスに優れた高強度冷延鋼板。
α−４．１≦［Ｓｉ］≦α−２．４  ・・・（１）
但し、
α＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４）1/2
であり、式中、［  ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．５〜２．５％、
Ｍｎ：１〜３．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．０２〜０．１５％を含有し、
更に他の元素として、
Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）および
Ｖ  ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物であり、且つ
前記Ｓｉ量が下記（２）式を満足すると共に、
金属組織がマルテンサイト、ベイナイト、および疑似パーライトよりなる低温変態生成相と、フェライトとの混合組織で構成されており、
前記金属組織に占める前記低温変態生成相の面積分率は１０〜９０％、前記フェライトの面積分率は１０〜９０％であり、且つ
前記金属組織における前記低温変態生成相に占めるベイナイトおよび疑似パーライトの面積比が０．３以下であることを特徴とする、強度ＴＳ（ＭＰａ）と伸びＥｌ（％）の積が１７０００以上を満足する強度−伸びバランスに優れた高強度冷延鋼板。
β−４．１≦［Ｓｉ］≦β−２．４  ・・・（２）
但し、
β＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｔｉ］／１５＋［Ｎｂ］／１７＋［Ｖ］／１４）1/2
であり、式中、［  ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【請求項３】
冷間圧延した後、均熱処理し、常温まで冷却することによって得られるものである請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
更に他の元素として、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項５】
更に他の元素として、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項６】
更に他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛メッキ層が形成されている高強度冷延鋼板。
【請求項８】
請求項１〜６のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に、合金化溶融亜鉛メッキ層が形成されている高強度冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼板に関するものであり、特に溶融亜鉛メッキ高強度鋼板や合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の母材（素材）となる高強度鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の骨格部材として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバーやピラーなどの構造部材は、安全性向上の観点から、あるいは環境問題対策として燃費向上を目的とする車体の軽量化の観点から、高強度化が求められている。また構造部材には、防錆性の向上も求められており、高強度鋼板の表面に溶融亜鉛メッキを施した溶融亜鉛メッキ高強度鋼板や、溶融亜鉛メッキした後、合金化した合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板が、構造部材として使用されている。
【０００３】
ところでこうした構造部材の素材には、強度や防錆性の他に、所望の構造部材の形状に成形加工するために加工性（伸び）も要求される。ところが鋼板の強度を高めると、加工性が劣化するため、強度と加工性の両立（強度−伸びバランスの向上）が求められている。
【０００４】
溶融亜鉛メッキ鋼板を高強度化した際の加工性を高める技術として、特許文献１には、鋼板の金属組織を、フェライト素地にマルテンサイトを主とする低温変態生成相を含む混合組織にすればよいことが記載されている。しかしこの文献に開示されている鋼板の強度は６００ＭＰａ程度であり、更なる高強度化が求められている。
【０００５】
一方特許文献２には、成型性を高めた強度８００ＭＰａ以上の高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が記載されている。この文献には、鋼板を高強度化する他、鋼板の金属組織をフェライト・マルテンサイトの二相組織にするために、Ｓｉを０．４％以上添加することが記載されている。しかしＳｉと強度−伸びバランスの関係については注目されておらず、強度−伸びバランスが劣化することがあった。
【特許文献１】特公昭６２−４０４０５号公報
【特許文献２】特開平９−１３１４７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度鋼板の加工性（特に伸び）を向上させ、強度−伸びバランスに優れた高強度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】
本発明者らは、鋼板の強度と加工性（特に伸び）の両立を目指して鋭意検討を重ねてきた。その結果、Ｓｉ含有量を高めると共に、Ｓｉ含有量を他の合金元素量に応じて適正に制御すればよいことを見出し、本発明を完成した。
【０００８】
即ち、上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．０２〜０．１５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、且つ前記Ｓｉ量が下記（１）式を満足する点に要旨を有する。
α−４．１≦［Ｓｉ］≦α−２．４  ・・・（１）
但し、
α＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４）1/2
であり、式中、［  ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【０００９】
上記課題は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．０２〜０．１５％を含有し、更に他の元素として、Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、且つ前記Ｓｉ量が下記（２）式を満足する高強度鋼板であっても解決することができる。
β−４．１≦［Ｓｉ］≦β−２．４  ・・・（２）
但し、
β＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｔｉ］／１５＋［Ｎｂ］／１７＋［Ｖ］／１４）1/2
であり、式中、［  ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【００１０】
本発明の高強度鋼板は、更に他の元素として、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）や、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、などを含有していてもよい。
【００１１】
本発明の高強度鋼板の表面には、溶融亜鉛メッキ層や合金化溶融亜鉛メッキ層が形成されていてもよい。
【００１２】
上記高強度鋼板の金属組織は、フェライトと低温変態生成相の混合組織で構成されており、該低温変態生成相に占める中間段階変態組織の面積比（ＳC）が０．３以下であることが好ましい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、Ｓｉ含有量を高めることにより鋼板を高強度化でき、しかもＳｉ含有量を他の合金元素に応じて適切に制御することにより鋼板の加工性（特に伸び）も高めることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明の高強度鋼板は、Ｓｉを０．５〜２．５％含有するものである。Ｓｉは、固溶強化能が大きく、強度を高めるのに作用する元素である。またＳｉ含有量が増加すると、フェライト分率が増大すると共に、低温変態生成相のうちベイナイト変態が抑制され、マルテンサイト組織が得られ易くなる。従って鋼板の金属組織が、フェライトとマルテンサイトの複合組織となり、高強度化と良好な伸び（加工性）を達成できる。Ｓｉは０．５％以上であり、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．７％以上である。しかし過剰に含有すると、熱間圧延の際にＳｉスケールを発生し、鋼板の表面性状を劣化させ、しかも鋼板の化成処理性やメッキ付着性も低下させ、不メッキが発生する。またＳｉが過剰になると、焼鈍の際にオーステナイト相が得られ難くなるため、フェライトとマルテンサイトの混合組織が生成し難くなる。従ってＳｉは２．５％以下であり、好ましくは２．３％以下、より好ましくは２．１％以下である。
【００１５】
本発明の高強度鋼板はＳｉを０．５〜２．５％の範囲で含有するものであるが、本発明では、Ｓｉ含有量を、Ｓｉ以外の合金元素の含有量のうち低温変態生成相に影響を及ぼす合金元素の含有量に応じて制御することが重要である。本発明者らが化学成分の異なる鋼
板を種々作成し、鋼板の化学成分と機械的特性（即ち、強度−伸びバランス）の関係について検討を重ねたところ、鋼中に含まれるＳｉ含有量と低温変態生成相に影響を及ぼす合金元素の含有量とのバランスを適切に制御すれば、鋼板の機械的特性を向上させることができることが判明した。
【００１６】
低温変態生成相とは、（ａ）マルテンサイト、および（ｂ）「鋼のベイナイト写真集−１」（荒木ら、日本鉄鋼協会、１９９２年、Ｐ．１−２）で定義されるマルテンサイトとフェライトの中間段階変態組織（つまり、ベイナイトや擬似パーライト）を合わせた組織を意味する。
【００１７】
低温変態生成相に影響を及ぼす合金元素とは、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖであり、鋼板がＴｉ，ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有しない場合は、鋼中のＳｉ含有量が下記（１）式を満足する必要があり、鋼板がＴｉ，ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する場合は、鋼中のＳｉ含有量が下記（２）式を満足する必要がある。
α−４．１≦［Ｓｉ］≦α−２．４  ・・・（１）
β−４．１≦［Ｓｉ］≦β−２．４  ・・・（２）
但し、
α＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４）1/2
β＝６．９×（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｔｉ］／１５＋［Ｎｂ］／１７＋［Ｖ］／１４）1/2
であり、式中、［  ］は、鋼板に含まれる各元素の量（質量％）を示している。
【００１８】
上記Ｃ，Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏは、低温変態生成相の生成に影響を及ぼす元素であるが、Ｃ，Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏ含有量に対してＳｉ含有量が少ないとＳｉの添加効果が発揮されず、一方Ｓｉ含有量が多いとＳｉの添加効果が飽和し、何れの場合も機械的特性（強度−伸びバランス）が劣化する傾向を示す。
【００１９】
また、上記Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、低温変態生成相のなかでも、中間段階変態組織の生成を抑制し、マルテンサイトを生成させるのに作用する元素であるが、Ｔｉ，ＮｂおよびＶ含有量に対してＳｉ含有量が少ないとＳｉの添加効果が発揮されず、一方Ｓｉ含有量が多いとＳｉの添加効果が飽和し、何れの場合も機械的特性（強度−伸びバランス）が劣化する傾向を示す。
【００２０】
こうしたことは後述する実施例で示す図１から明らかである。図１は、鋼中のＳｉ含有量からα値またはβ値を引いた値と、機械的特性（強度−伸びバランス）の関係をしており、この図１から明らかなように、「［Ｓｉ］−α」または「［Ｓｉ］−β」を−４．１〜−２．４の範囲に制御すれば、１７０００ＭＰａ％以上を達成できる。
【００２１】
上記（１）式の下限は、好ましくは下記（１ａ）式であり、より好ましくは下記（１ｂ）式である。一方、上記（１）式の上限は、好ましくは下記（１ｃ）式であり、より好ましくは下記（１ｄ）式である。
α−４．０≦［Ｓｉ］    …（１ａ）
α−３．６５≦［Ｓｉ］  …（１ｂ）
［Ｓｉ］≦α−２．５５  …（１ｃ）
［Ｓｉ］≦α−２．６０  …（１ｄ）
【００２２】
上記（２）式の下限は、好ましくは下記（２ａ）式であり、より好ましくは下記（２ｂ）式である。一方、上記（２）式の上限は、好ましくは下記（２ｃ）式であり、より好ましくは下記（２ｄ）式である。
β−４．０≦［Ｓｉ］    …（２ａ）
β−３．８≦［Ｓｉ］    …（２ｂ）
［Ｓｉ］≦β−２．５５  …（２ｃ）
［Ｓｉ］≦β−２．６０  …（２ｄ）
【００２３】
本発明の鋼板は、上記（１）式または（２）式を満足する範囲で、基本元素として、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＭｏおよびＡｌを含有するものである。各元素の適切な範囲とその限定理由は、以下の通りである。
【００２４】
Ｃ：０．０３〜０．２％
Ｃは、５９０ＭＰａ以上の強度を確保するために必要な元素である。またＣは低温変態生成相の生成量やその形態に影響を与え、伸びを向上させる元素である。従ってＣは０．０３％以上、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＣが多すぎると溶接性が低下する傾向がある。従ってＣは０．２％以下、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１７％以下である。
【００２５】
Ｍｎ：１〜３．０％
Ｍｎは、均熱処理でのオーステナイトを安定化させると共に、オーステナイト中の固溶Ｃ量を変化させて冷却過程で生成する低温変態生成相の強度に影響を及ぼす元素である。またＭｎは固溶強化元素として作用し、フェライトを強化する。従ってＭｎは１％以上、好ましくは１．４％以上、より好ましくは１．６％以上である。しかしＭｎが過剰になると、溶製が困難になるばかりでなく、伸びや溶接性に悪影響を及ぼす。従ってＭｎは３．０％以下、好ましくは２．７％以下、より好ましくは２．５％以下である。
【００２６】
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、鋼板の焼入れ性を高め、低温変態生成相のうちマルテンサイトの生成を促進する元素であり、鋼板の高強度化に有効に作用する。従ってＣｒは０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＣｒを過剰に含有させてもその効果が飽和し、コスト高となる。従ってＣｒは０．５％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
【００２７】
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは、上記Ｃｒと同様の作用を有する元素である。従ってＭｏは０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかしＭｏを過剰に含有させてもその効果が飽和し、コスト高となる。従ってＭｏは０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【００２８】
Ａｌ：０．０２〜０．１５％
Ａｌは、脱酸のために含有させる元素である。従ってＡｌは０．０２％以上、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかし多過ぎると酸化物系介在物量が増大し、鋼板の表面性状が悪化する。従ってＡｌは０．１５％以下、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１１％以下である。
【００２９】
本発明の鋼板の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、ＰやＳ、Ｎ、トランプ元素などが挙げられる。ＰやＳ、Ｎの好ましい範囲は以下の通りである。
【００３０】
Ｐが過剰になると溶接性が劣化する傾向がある。従ってＰは０．０３％以下であるのが好ましく、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２３％以下である。
【００３１】
Ｓが過剰になると硫化物系介在物が増大し、鋼板の強度が劣化する傾向がある。従ってＳは０．０１％以下であるのが好ましく、より好ましくは０．００７％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。
【００３２】
Ｎは鋼中に窒化物を析出させて鋼を強化する元素であるが、Ｎが過剰に存在すると、窒化物が多量に析出し、却って伸びの劣化を引き起こす恐れがある。従ってＮは０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００７０％以下である。
【００３３】
本発明の鋼板は、上記基本元素以外に、必要に応じて、他の元素として、（ａ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、（ｂ）Ｂ、（ｃ）Ｃａ、（ｄ）Ｃｕおよび／またはＮｉなどを含有していてもよい。こうした元素を含有する場合の好ましい範囲とその限定理由は、次の通りである。
【００３４】
（ａ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、いずれも中間段階変態組織の生成を抑制する元素である。
【００３５】
特にＴｉは、鋼中に炭化物や窒化物等の析出物を形成して鋼を強化する元素でもある。またＴｉは結晶粒を微細化して降伏強度を高めるのにも有効に作用する。しかしＴｉを過剰に含有させると、炭化物が粒界上に多く析出し、局所伸びが低下する。従ってＴｉは０．１５％以下、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１％以下とする。Ｔｉの下限については特に限定されないが、こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．０１％以上含有するのが好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２％以上である。なお、Ｔｉは鋼中に固溶して冷却過程で中間段階変態組織の生成を抑制し、鋼板の伸び延性バランスを高める効果も有する。こうした効果を有効に発揮させるには、下記（３）式を満足するように含有させるのが好ましい。より好ましくは下記（３ａ）式を満足するのがよい。
［Ｔｉ］＞３．４３×［Ｎ］  …（３）
［Ｔｉ］≧４×［Ｎ］        …（３ａ）
但し、［  ］は、各元素の含有量を示す。
【００３６】
ＮｂとＶは、結晶粒を微細化する元素であり、靭性を損なうことなく強度を高める。これらの元素は、上記Ｔｉと同様に、鋼中に固溶して冷却過程で中間段階変態組織の生成を抑制し、鋼板の伸び延性バランスを高める効果も有する。しかし過剰に含有させてもその効果が飽和し、コスト高となる。従ってＮｂは０．１５％以下、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１％以下であり、Ｖは０．１５％以下、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１％以下である。ＮｂとＶの下限については特に限定されないが、Ｎｂは０．０１％以上含有していることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上であり、Ｖは０．０１％以上含有するのが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。
【００３７】
Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、夫々単独で含有してもよいし、複数を組み合わせて含有してもよい。２種の元素を含有する場合は、合計が０．３％以下であればよく、３種の元素を含有する場合は、合計が０．４５％以下であればよい。
【００３８】
（ｂ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｂは、焼入れ性を高める元素であり、鋼板の強度を向上させる。またＭｏと併せて含有させることにより圧延後の加速冷却時における焼入れ性が制御されて、鋼板の強度−靭性
バランスを最適化する。但し、Ｂは、中間段階変態組織の生成には殆ど影響せず、上述した最適Ｓｉ量には影響しない。しかし過剰に含有すると鋼板の靭性が劣化するため、Ｂは０．０１％以下であることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。Ｂの下限は特に限定されないが、好ましくは０．０００５％以上であってもよい。
【００３９】
（ｃ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｃａは、鋼中硫化物の形態を球状化して、加工性を向上させる元素である。しかし０．０１％を超えて含有しても効果が飽和し、経済的に無駄である。従ってＣａは０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下である。Ｃａの下限は特に限定されないが、好ましくは０．０００５％以上であってもよい。
【００４０】
（ｄ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）
ＣｕとＮｉは、いずれも固溶強化元素であり、鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、鋼板の耐食性も向上させる元素である。しかしＣｕを０．５％、Ｎｉを０．５％を超えて含有してもその効果は飽和し、コスト高となる。従ってＣｕは０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。Ｎｉは０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。ＣｕとＮｉは、夫々単独で、或いは併用して含有してもよい。なお、ＣｕとＮｉは、低温変態生成相のうちマルテンサイトの生成を促進する元素であるが、ＣｕとＮｉが上記範囲内であれば、その効果は軽微なため、上述した最適Ｓｉ量には影響しない。
本発明の鋼板は、上記元素の他に、例えば、Ｍｇ，Ｃｏ，Ｚｎ，Ａｓ，Ｓｅ，Ｚｒ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｔａ，ＷおよびＲＥＭを、合計で０．５％程度以下含有してもよい。これらの元素を含有しても本発明の効果は損なわれず、含有量によっては耐遅れ破壊特性や耐時効性が改善される等好ましい場合もある。
【００４１】
本発明の鋼板は、その化学成分を特定したところに特徴があり、鋼板の表面には、例えば溶融亜鉛メッキ層や合金化溶融亜鉛メッキ層が形成されていてもよい。
【００４２】
鋼板の金属組織は、フェライトと低温変態生成相の混合組織で構成されていればよい。
【００４３】
金属組織に占めるフェライト分率と低温変態生成相の夫々の分率は特に限定されず、鋼板に要求される強度と伸びのバランスに応じて定めればよい。即ち、フェライト分率が高くなると、強度が低下する反面、伸びが向上する傾向があり、低温変態生成相の分率が高くなると、強度が向上する反面、伸びが低下する傾向がある。従ってフェライト分率は９０％以下であることが好ましく、より好ましくは８０％以下、更に好ましくは７０％以下であり、１０％以上であることが好ましく、より好ましくは２０％以上、更に好ましくは３０％以上である。低温変態生成相の分率は９０％以下であることが好ましく、より好ましくは８０％以下、更に好ましくは７０％以下であり、１０％以上であることが好ましく、より好ましくは２０％以上、更に好ましくは３０％以上である。
【００４４】
本発明の高強度鋼板は、低温変態生成相に占める中間段階変態組織の面積比（中間段階変態組織の面積率／低温変態生成相の面積率；以下、ＳC値ということがある）が０．３以下であることが好ましい。中間段階変態組織の生成が抑えられていることで、硬質なマルテンサイト組織が多くなり、特に加工性（伸び）を高めることができる。その結果、機械的特性（強度−伸びバランス）を一段と向上させることができる。ＳC値はより好ましくは０．２８以下であり、更に好ましくは０．２７以下である。
【００４５】
鋼板の金属組織は、板厚の中央部を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率３０００倍で観察すればよい。
【００４６】
本発明の高強度鋼板は、引張強度（ＴＳ）が５９０〜１２７０ＭＰａ程度になると共に、強度と伸びのバランスが良好（ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ％以上）になるため、例えば自動車の骨格部材（例えば、メンバーやピラーなど）として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担う自動車用部材の素材として好ましく用いることができる。
【００４７】
本発明の高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、概ね１〜３ｍｍ程度であっても上記引張強度と、強度と伸びのバランスを確保できる。
【００４８】
本発明の高強度鋼板は、上記で規定する要件を満足するものであり、その製造条件は特に限定されないが、例えば下記に示す条件を採用すればよい。
【００４９】
上記成分組成を有するスラブを熱間圧延し、７００℃以下で巻き取った後、必要に応じて酸洗し、次いで冷間圧延後、焼鈍ラインまたは連続式溶融亜鉛メッキラインにてＡｃ１点以上の温度で均熱処理後、平均冷却速度１℃／秒以上で冷却すればよい。
【００５０】
熱間圧延は常法に従って行えばよいが、仕上げ温度を確保し、またオーステナイト粒の粗大化を防止するために、加熱温度は１０００〜１３００℃程度とすればよい。熱間圧延の仕上げ温度は加工性を阻害する集合組織を形成させないように８００〜９５０℃とし、仕上げ圧延後、巻取り開始温度までの平均冷却速度はパーライトの生成を抑制するために３０〜１２０℃／秒とすれば良い。
【００５１】
巻き取り温度は７００℃以下とするのがよい。この温度を超えると、鋼板表面に形成されるスケールが厚くなり、酸洗性が劣化する。なお、巻き取り温度の下限は特に限定されないが、低過ぎると低温変態生成相が過剰に生成し、鋼板が硬くなり過ぎて冷間圧延性を低下させる。従って巻き取り温度の下限は２５０℃とするのがよく、より好ましくは４００℃である。
【００５２】
熱間圧延後は、必要に応じて常法に従って酸洗した後、冷間圧延する。圧下率は１５％以上とするのがよい。圧下率を１５％未満とするには、熱間圧延工程で鋼板の板厚を薄くしなければならず、熱間圧延工程で薄くすると鋼板長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり生産性が低下する。
【００５３】
冷間圧延後は、鋼板を連続焼鈍ラインまたは連続式溶融亜鉛メッキラインにて、Ａｃ１点以上のフェライト−オーステナイト二相域、もしくはオーステナイト単相域に加熱保持し、均熱処理すれば良い。
【００５４】
均熱処理温度はＡｃ１点以上とすればよいが、加熱時の金属組織をフェライトとオーステナイトの混合組織とし、マルテンサイトを確実に生成させて加工性を高めるには、Ａｃ１点より５０℃程度以上の高い温度で均熱処理することが好ましい。具体的には７８０℃程度以上である。均熱処理温度の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒の粗大化を防止する観点から９００℃以下とする。
【００５５】
均熱処理時の保持時間も特に限定されず、例えば１０秒程度以上であればよい。
【００５６】
均熱処理後は、常温までの平均冷却速度を１℃／秒以上で冷却すれば高強度鋼板（冷延鋼板）を得ることができる。平均冷却速度が１℃／秒未満では冷却中にパーライト組織が生成し、これが最終組織として残って加工性（伸び）を劣化する原因となる。平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると５０℃／秒程度とするのがよい。
【００５７】
上記高強度鋼板の表面に溶融亜鉛メッキを形成した溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を製造するには、連続式溶融亜鉛メッキラインにて上記条件で均熱処理した後、メッキ浴温度（４００〜５００℃、好ましくは４４０〜４７０℃）まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却した後、溶融亜鉛メッキすればよい。平均冷却速度が１℃／秒未満では冷却中にパーライト組織が生成し、これが最終組織として残って加工性（伸び）が劣化する原因となる。平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定されないが、鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考えると５０℃／秒程度とするのがよい。
【００５８】
メッキ浴の組成は特に限定されず、公知の溶融亜鉛メッキ浴を用いればよい。なお、メッキ浴中のＡｌ含有量は０．０５〜０．２％とすることが好ましい。Ａｌは溶融亜鉛メッキ層の合金化速度を制御するのに作用する元素であり、Ａｌを含有する溶融亜鉛メッキ浴中に鋼板を浸漬すると、鋼板の表面（即ち、鋼板と溶融亜鉛メッキ層との界面）にＦｅ−Ａｌ金属層が形成され、鋼板と亜鉛が直ちに合金化するのを防止することができる。ところがＡｌが０．０５％未満では、Ｆｅ−Ａｌ合金層が薄すぎるため、鋼板をメッキ浴に浸漬すると、鋼板と亜鉛との合金化が直ちに進み易い。そのため合金化処理工程においてメッキ表面まで合金化が完了する前に、Γ相が大きく成長してしまい、耐パウダリング性（耐メッキ剥離性）が低下する。Ａｌ含有量はより好ましくは０．０７％以上である。しかしＡｌ含有量が０．２％を超えると、Ｆｅ−Ａｌ合金層が厚くなり過ぎるため、合金化処理工程においてＦｅとＺｎの合金化が阻害され、溶融亜鉛メッキ層の合金化が遅延する。従って合金化を進行させるには、合金化ラインを長くしたり、高温下での合金化処理を別途行う必要が生じる。Ａｌ含有量はより好ましくは０．１８％以下である。
【００５９】
溶融亜鉛メッキ後は、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却することで、鋼板中のオーステナイトをマルテンサイトに変態させ、フェライトとマルテンサイトを主体とする混合組織を得ることができる。冷却速度が１℃／秒未満では、マルテンサイトが生成し難く、パーライトや中間段階変態組織が生成するおそれがある。平均冷却速度は１０℃／秒以上とすることが好ましい。
【００６０】
上記高強度鋼板の表面に合金化溶融亜鉛メッキを形成した合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を製造するには、上記条件で溶融亜鉛メッキした後、４００〜７５０℃程度（好ましくは５００℃〜６００℃程度）に加熱して合金化処理すればよい。合金化処理を行う場合の加熱手段は特に限定されず、慣用の種々の方法（例えば、ガス加熱やインダクションヒーター加熱など）を利用できる。
【００６１】
合金化処理後は、常温まで平均冷却速度１℃／秒以上で冷却することで、フェライトとマルテンサイトを主体とする混合組織を得ることができる。
【００６２】
高強度鋼板の低温変態生成相に占める中間段階変態組織の面積比（ＳC値）を０．３以下にするには、高強度鋼板が冷延鋼板の場合は、均熱処理後、常温まで冷却する際に、鋼板の温度が５００℃から３００℃の温度域を通過する時間が１２０秒以下になるように冷却すればよい。溶融亜鉛メッキ鋼板の場合は、溶融亜鉛メッキ後は、常温まで冷却する際に、鋼板の温度が５００℃から３００℃の温度域を通過する時間が１２０秒以下になるように冷却すればよい。合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の場合も同様に、合金化処理前後で、常温まで冷却する際に、鋼板の温度が５００℃から３００℃の温度域を通過する時間が１２０秒以下になるように冷却すればよい。上記温度域を通過する時間を１２０秒以下とすることで、中間段階変態組織の生成を抑えることができる。
【００６３】
本発明の鋼板は、高強度であるにもかかわらず、加工性にも優れているため、形状が複雑な自動車部品の素材として好適に用いることができる。自動車部品としては、例えば、フロントやリアのサイドメンバや、Ａ・Ｂピラーインナ／レインフォース、シルインナ、クロスメンバ等が挙げられる。
【実施例】
【００６４】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００６５】
表１または表２に示す化学成分組成（残部はＦｅおよび不可避不純物）の鋼を転炉で溶製し、これを連続鋳造してスラブを得た。得られたスラブを１２５０℃に加熱、保持し、これを仕上温度９００℃として圧下率を約９９％で厚み２．４ｍｍまで熱間圧延し、次いで平均冷却速度５０℃／秒で冷却した後、４８０℃で巻取り、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を酸洗後、圧下率を約５０％で厚み１．２ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を得た。
【００６６】
表１または表２に示した鋼板の化学成分から、上記（１）式または（２）式を用いてＳｉ含有量の範囲を算出した。結果を下記表１または表２に示す。また、鋼中に含まれるＳｉ含有量（質量％）から上記α値またはβ値を引いた値（「［Ｓｉ］−α」または「［Ｓｉ］−β」。但し、［Ｓｉ］は鋼中のＳｉ含有量を示す。）も下記表１または表２に併せて示す。
【００６７】
得られた冷延鋼板に、焼鈍ラインまたは連続式溶融亜鉛メッキラインで下記の処理を施し、均熱処理した冷延鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、或いは合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を得た。
【００６８】
下記表３に示すＮｏ．１〜６は均熱処理した冷延鋼板であり、上記冷延鋼板を焼鈍ラインで８３０℃に加熱し、この温度で３０秒間保持して均熱処理した後、常温まで平均冷却速度１５℃／秒で冷却したものである。
【００６９】
下記表３に示すＮｏ．７〜１１およびＮｏ．１４は溶融亜鉛メッキ鋼板であり、上記冷延鋼板を連続式溶融亜鉛メッキラインで８３０℃に加熱し、この温度で３０秒間保持して均熱処理した後、メッキ浴温度まで平均冷却速度１５℃／秒で冷却し、これをメッキ浴に３秒間浸漬して冷延鋼板の表面に溶融亜鉛メッキ層を形成したものである。メッキ浴は、Ａｌ含有量が０．１３％の溶融亜鉛メッキ浴を用い、メッキ浴温は４５０〜４７０℃である。メッキ後は、常温まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。
【００７０】
下記表３に示すＮｏ．１２〜１３も溶融亜鉛メッキ鋼板であるが、上記Ｎｏ．７と同じ条件で冷延鋼板の表面に溶融亜鉛メッキ層を形成した後、メッキ浴温度から３００℃の温度域における平均冷却速度を３０℃／秒とし、３００℃から常温まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。
【００７１】
下記表４に示すＮｏ．１５〜２４およびＮｏ．２８〜３６は合金化溶融亜鉛メッキ鋼板であり、上記Ｎｏ．７と同じ条件で冷延鋼板の表面に溶融亜鉛メッキ層を形成した後、５４０〜５６０℃に加熱し、この温度で１０秒間程度保持して合金化処理して冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛メッキ層を形成したものである。合金化処理後は、常温まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。
【００７２】
下記表４に示すＮｏ．２５〜２７と下記表５に示すＮｏ．３７〜４６も合金化溶融亜鉛メッキ鋼板であるが、上記Ｎｏ．１５と同じ条件で溶融亜鉛メッキ層を合金化した後、５００℃から３００℃の温度域にける平均冷却速度を３０℃／秒とし、３００℃から常温まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。
【００７３】
次に、得られた均熱処理後の冷延鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、または合金化溶融亜鉛メッキ鋼板について、母材鋼板の板厚中央部における金属組織を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で観察し、フェライトと低温変態生成相（中間段階変態組織およびマルテンサイト）の面積率を夫々測定した。測定結果を下記表３〜５に示す。また、低温変態生成相に占める中間段階変態組織の面積比（ＳC値）を算出し、結果を表３〜５に示す。
【００７４】
また、得られた均熱処理後の冷延鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、または合金化溶融亜鉛メッキ鋼板から、ＪＩＳ  ５号試験片を切り出し、引張試験して引張強度（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）を測定した。結果を下記表３〜５に示す。なお、ＴＳは５９０ＭＰａ以上、１２７０ＭＰａ未満の範囲を合格とし、この範囲から外れるものを不合格とした。
【００７５】
また、ＴＳ×Ｅｌを算出し、強度−延性バランスを評価した。結果を下記表３〜５に示す。なお、強度が５９０ＭＰａ級（５９０ＭＰａ以上、７８０ＭＰａ未満）の鋼板は伸び（Ｅｌ）が２８％以上、７８０ＭＰａ級（７８０ＭＰａ以上、９８０ＭＰａ未満）の鋼板は伸び（Ｅｌ）が２０％以上、９８０ＭＰａ級（９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満）の鋼板は伸び（Ｅｌ）が１５％以上、１１８０ＭＰａ級（１１８０ＭＰａ以上）の鋼板は伸び（Ｅｌ）が９％以上であるものを合格とした。
【００７６】
また、表１または表２に示した「［Ｓｉ］−α」または「［Ｓｉ］−β」の値と、表３〜５に示したＴＳ×Ｅｌの関係を図１に示す。図１中、□は鋼種Ａ１〜Ａ２０を用いた例（Ｎｏ．１〜５，Ｎｏ．７〜１１，Ｎｏ．１５〜２４）の結果を示し、▲は鋼種Ｃ１〜Ｃ６（Ｎｏ．１４，Ｎｏ．３３〜３６）を用いた例の結果を示している。また、■は鋼種Ａ９〜１０、Ａ１７、Ａ１９〜３０を用い、冷却速度を最適化した例（Ｎｏ．１２〜１３，Ｎｏ．２５〜２７，Ｎｏ．３７〜４６）の結果を示している。
【００７７】
また、得られた溶融亜鉛メッキ鋼板と合金化溶融亜鉛メッキ鋼板については、不メッキの発生の有無を目視で観察し、メッキ性を評価した。結果を下記表３〜５に示す。
【００７８】
【表１】
0005192704.tif 000002
【００７９】
【表２】
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【００８０】
【表３】
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【００８１】
【表４】
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【００８２】
【表５】
0005192704.tif 000006
【００８３】
表１〜５から明らかなように、いずれの鋼板もフェライトと低温変態生成相の混合組織で構成されていることが分かる。特に、表４のＮｏ．２０（鋼種Ａ１６）とＮｏ．３４（鋼種Ｃ４）は、Ｓｉ以外の化学成分がほぼ同じ例であり、これらを比較するとＮｏ．３４はＳｉ含有量が少ないため、低温変態生成相に占める中間段階変態組織分率が高くなるのに対し、Ｎｏ．２０はＳｉ含有量が多いため、低温変態生成相に占める中間段階変態組織分率は低くなる。従って強度クラスはほぼ同レベルであるが、伸びに差が生じ、Ｎｏ．２０のほうが機械的特性（強度−伸びバランス）に優れている。
【００８４】
一方、表４のＮｏ．２８〜３２は、化学成分が本発明で規定する範囲から外れる例であり、強度−延性バランスが悪い。特に、Ｎｏ．２８（鋼種Ｂ１）は、Ｃ量が少ない例であり、充分な強度を確保できていない。Ｎｏ．２９（鋼種Ｂ２）は、Ｓｉ量が多い例であり、フェライト分率が高くなり過ぎて、充分な強度が得られていない。また、鋼板の表面にＳｉスケールが発生して表面性状が劣化し、メッキ性が低下している。Ｎｏ．３０（鋼種Ｂ３）は、Ｍｎ量が少ない例であり、固溶量が少なくなるため、強度が低い。また、低温変態生成相の一部が中間段階変態組織として生成するため、伸び（Ｅｌ）が低下している。Ｎｏ．３１（鋼種Ｂ４）は、Ｍｎ量が多い例であり、強度は高いが、伸びが悪い。Ｎｏ．３２（鋼種Ｂ５）は、Ｔｉ量が多い例であり、強度は充分であるが、炭化物が粒界上に多く析出し、局所伸びが著しく低下している。
【００８５】
図１から明らかなように、鋼中に含まれるＳｉ含有量と低温変態生成相に影響を及ぼす合金元素の含有量とのバランスを適切に制御すれば、鋼板の機械的特性（強度−伸びバランス）を向上させることができることが分かる。特に、表３に示したＮｏ．１２〜１３、表４に示したＮｏ．２５〜２７、および表５のＮｏ．３７〜４６の結果（図１中の■）を見ると、低温変態生成相に占める中間段階変態組織分率を下げることで、特に伸びを高めることができ、鋼板の機械的特性（強度−伸びバランス）を一段と向上させることができることが分かる。
【００８６】
一方、鋼中に含まれるＳｉ含有量と低温変態生成相に影響を及ぼす合金元素のバランスが悪くなり、「［Ｓｉ］−α」値または「［Ｓｉ］−β」値が−４．１〜−２．４の範囲から外れると、強度−延性バランスが悪くなる。例えば、Ｎｏ．２０（鋼種Ａ１６）、Ｎｏ．３３（鋼種Ｃ３）、およびＮｏ．３４（鋼種Ｃ４）は、Ｓｉ以外の化学成分がほぼ同じ例であるが、Ｓｉが増量するに連れて機械的特性（強度−伸びバランス）は増大し、Ｓｉ量が適正に制御されているＮｏ．２０は、非常に優れた強度−伸びバランスを示している。
【図面の簡単な説明】
【００８７】
【図１】図１は、「［Ｓｉ］−α」の値または「［Ｓｉ］−β」の値とＴＳ×Ｅｌの関係を示す図である。
【図１】
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