(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％にて、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、
Ｐ  ：０．０４％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ｎ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を熱間圧延し、Ａｒ3点以上の温度域で熱間圧延を終了すると共に、板温４５０〜７００℃で熱延鋼板の巻取りを行い、脱スケール処理の後、圧延率４０％以上の冷間圧延を行い、ついで連続焼鈍装置により、フェライトとオーステナイトの二相が共存する均熱温度７８０〜８３０℃の焼鈍処理を施し、焼鈍温度からの冷却を、１〜２０℃/秒の冷却速度で行なうことにより、フェライトとパーライトおよびフェライト中に分散析出した微細Fe3C粒子からなる組織を形成することを特徴とする、引張強度：４００Ｎ/ｍｍ2以上、引張強度×伸び値：１６０００(N/mm2・%)以上を有する強度・延性バランスにすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
溶融亜鉛めっきの母材鋼板用冷延鋼板である請求項１に記載の強度・延性バランスにすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車，建材，産業機械等に使用される高張力冷延鋼板の製造方法に係り、高い引張強度と良好な強度・延性バランスを具備せしめるようにしたものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用鋼板の分野では、車体の軽量化・安全性向上等の要請に対し、内外装鋼板として高張力鋼板，高張力めっき鋼板の需要が高まっている。この用途に供される鋼板は、高張力のほか、所要形状に成形するためのプレス成形性にすぐれていること、まためっき鋼板として使用されるのが一般であるので、良好なめっき性を備えていることなども同時に要求される。
一般的に、高張力を得るための手段としては、
▲１▼Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の固溶強化元素の増量による固溶強化、
▲２▼Ｎｂ，Ｔｉ，Ｗ等の炭化物析出強化元素の添加による析出強化、
▲３▼Ａｃ1 〜Ａc 3 点温度域（フェライト・オーステナイト二相域）からの急速冷却によりマルテンサイト変態を生起させ、フェライト・マルテンサイト二相組織を形成する変態組織強化、等の方法が用いられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
上記▲１▼のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等による固溶強化法は、鋼板の要求強度が高くなると共に、これらの元素添加量を増加する必要がある。しかるに、Ｃ，Ｍｎ，Ｐの増量は、鋼板の延性の低下，溶接性の悪化を招く。合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｓｉ，Ｍｎの増量に伴うめっき濡れ性の低下、Ｃ，Ｍｎ，Ｐの増量による合金化処理性の低下をきたす。
また、▲２▼のＮｂ，Ｔｉ，Ｗ等の炭化物形成元素による析出強化法は、これらの元素添加により鋼の再結晶温度が高くなるため、冷間圧延後の焼鈍処理を約８５０℃を超える高温処理としなければならず、熱エネルギーコストの大幅な上昇を免れない。しかも析出強化型鋼板は降伏強度が高く、プレス成形における寸法精度が他の高張力鋼板に比べて劣る。
【０００４】
更に、▲３▼の変態組織強化を利用した強化法では、マルテンサイト変態を生起させるために、Ｍｎ，Ｃの多量添加、あるいは数十℃／秒以上の急速冷却が可能な設備を必要とする。また、この方法により強化される鋼板は、焼鈍温度および焼鈍後の冷却速度の変動による材質変化が大きく、従って焼鈍温度および冷却速度の厳密な制御管理が必要となり、設備・操業面での煩瑣とコスト負担の増大を余儀なくされる。
本発明は、従来の各種強化法に付随する難点を回避し、自動車用鋼板等として有用な強度および強度・延性バランスにすぐれ、良好なめっき性を有する高張力冷延鋼板の製造方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の第１の高張力冷延鋼板の製造方法（請求項１）は、
重量％にて、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、
Ｐ  ：０．０４％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ｎ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を熱間圧延し、Ａｒ3点以上の温度域で熱間圧延を終了すると共に、板温４５０〜７００℃で熱延鋼板の巻取りを行い、脱スケール処理の後、圧延率４０％以上の冷間圧延を行い、ついで連続焼鈍装置により、フェライトとオーステナイトの二相が共存する均熱温度７８０〜８３０℃の焼鈍処理を施し、焼鈍温度からの冷却を、１〜２０℃/秒の冷却速度で行なうことにより、
フェライトとパーライトおよびフェライト中に分散析出した微細Fe3C粒子からなる組織を形成することを特徴とする、引張強度：４００Ｎ/ｍｍ2以上、引張強度×伸び値：１６０００(N/mm2・%)以上を有する強度・延性バランスにすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法である。
本発明の第２の高張力冷延鋼板の製造方法（請求項２）は、溶融亜鉛めっきの母材鋼板として使用される上記冷延鋼板の製造方法である。
【０００６】
鋼板を焼鈍処理すると、鋼板の強度は一般に焼鈍温度の上昇に伴つて低下する。本発明の上記成分組成を有する冷延鋼板の焼鈍処理においても、その処理をＡｃ1 点より低い温度域で行う場合は、一般的な焼鈍温度と鋼板強度の関係と同様に、処理温度の上昇に伴って鋼板の強度は低下する。ところが、Ａｃ1 点（前記化学組成の範囲内では組成による変化は殆どなくほぼ一定（約 720℃) である）を超える温度域においては、意外にも、焼鈍温度を高めると共に、製品鋼板の強度が上昇し、しかも強度上昇に伴う延性低下の少ない温度域が存在するのである。その温度域は７８０〜８３０℃であり、この焼鈍加熱と同温度からの制御された冷却により、高強度と、良好な強度・延性バランスが実現される。その引張強度(TS)は４００Ｎ／mm2 以上であり、強度TS(N/mm 2 ) と伸びEl(%) の積算値「TS×El値」(N/mm 2 ・%）は16000 を超えるレベルを示す。
【０００７】
本発明の高張力冷延鋼板の高強度と強度・延性バランスは、焼鈍後の冷却過程のオーステナイト相からフェライト相への相変態において、生成するフェライト相中にＦｅ3 Ｃ粒子が極微細粒子として析出することによる分散強化の効果と考えられる。すなわち、前記化学組成を有する冷延鋼板は、Ａｃ1 点より低い温度域では「フェライト＋パーライト（フェライト＋炭化物Ｆｅ3 Ｃ）」の組織であり、Ａｃ1 点以上の温度になると、炭化物Ｆｅ3 Ｃが分解し、Ｃはオーステナイトに固溶してフェライトとオーステナイトの二相組織となる。更に温度を高めるとオーステナイトの単相組織となる。この二相ないし単相温度域から冷却（冷却速度: １〜１００℃／秒）すると、オーステナイト相は固溶限を超えるＣを微細炭化物Ｆｅ3 Ｃ粒子として分散析出しながらフェライト相に変態し、最終的に鋼組織は「フェライト＋パーライト＋微細分散析出Ｆｅ3 Ｃ粒子」となり、そのＦｅ3 Ｃ粒子の微細分散析出の効果として、高強度と良好な強度・延性バランスが実現されるものと推察される。
【０００８】
焼鈍温度を高めると共に、鋼組織に占めるオーステナイト相の比率は増大し、その効果として冷却過程のオーステナイト相から析出生成する微細Ｆｅ3 Ｃ粒子量は増加する。焼鈍温度の下限を７８０℃に規定したのは、オーステナイト相から析出する微細Ｆｅ3 Ｃ粒子の生成量を富化して高強度化を十分ならしめるためである。しかし、焼鈍温度を過度に高めると、鋼板の強度は低下する。これは、オーステナイト相の量比が大きくなり過ぎ、その量比の増加に見合うＣ濃度の増加がないことにより、オーステナイトのＣ濃度が低下し、結果として微細Ｆｅ3 Ｃの分散析出量が減少するからであると考えられる。このため、焼鈍処理温度は８３０℃を上限とする。
【０００９】
上記のように焼鈍処理温度と冷却速度の制御の効果として、高強度と強度・延性バランスを実現した本発明は、従来の固溶強化法におけるようなＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の多量添加を必要とせず、その含有量を必要最少限に抑えて良好なめっき性（めっき濡れ性，合金化処理性）等を確保することができ、またＮｂ, Ｔｉ, Ｗ等を添加する析出強化法と異なって、高温度の焼鈍処理を必要とせず、かつ降伏強度の上昇もなく、良好なプレス成形性が保持される。さらに、変態組織強化法を利用する場合のような設備・操業上の負担増大はなく、操業が容易で、安定した材質を得ることができる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明における鋼材の成分限定理由は次のとおりである。
Ｃ: ０．１０〜０．３０％
Ｃは鋼の強化に不可欠の元素である。本発明では、Ｃ原子自体の固溶強化のほか、微細Ｆｅ3 Ｃの分散析出により鋼を強化する。Ｃ量が０．１０％に満たないと、Ａｃ1 点以上の温度に加熱したときのオーステナイトの比率が小さく、結果としてオーステナイト相から微細分散析出するＦｅ3 Ｃ量が不足し、十分な強化作用が得られない。０．３０％を超えると、鋼板の延性および溶接性の低下が著しくなるので、これを上限とする。
【００１１】
Ｓｉ: ０．２０％以下
Ｓｉは、脱酸元素であり、また固溶強化元素として鋼の強化に寄与するが、フェライト安定化元素であるため、多量に添加すると、焼鈍加熱時のフェライトからオーステナイトへの相変態が抑制され、オーステナイト相の比率が小さくなる。このため、オーステナイト相から微細分散析出するＦｅ3 Ｃ量が少なくなり、十分な強化作用が得られない。また、多量の添加は、溶融亜鉛に対する鋼板の濡れ性を悪くする。このため、０．２０％を上限とする。
【００１２】
Ｍｎ: ０．４０〜１．５０％
Ｍｎは、鋼を固溶強化するほか、オーステナイト安定化元素として、焼鈍加熱におけるオーステナイト相の比率を大きくし、微細分散析出するＦｅ3 Ｃ量を増加させ、鋼の強度を高める。これらの効果を得るために、０．４％以上の添加を必要とする。しかし、１．５０％を超えると、鋼板の延性，溶接性が低下するほか、溶融亜鉛めっきに対する鋼板の濡れ性の低下が大きくなる。また、焼鈍加熱後の冷却過程でオーステナイトからマルテンサイトへの相変態が生起し易くなり、変態組織強化を生じる場合がある。変態組織強化は、前述のように焼鈍温度および冷却速度の変動に伴う材質変化が著しく、安定した鋼板材質の確保を困難にする。このため、１．５０％を上限としている。
【００１３】
Ｐ: ０．０４％以下
Ｐは、フェライト中に固溶して鋼を強化する働きを有する元素であるが、鋼板のスポット溶接性を悪くし、また合金化溶融亜鉛めっきにおける合金化反応を抑制し、めっきラインの操業性を低下させる原因となる。このため、０．０４％以下に制限している。
【００１４】
Ｓ: ０．０２％以下
Ｓは有害不純分であり、鋼板の加工性等の点からも混在量は低いほどよい。０．０２％以下であれば、実質的な弊害を回避することができるので、これを上限とする。
【００１５】
Ａｌ: ０．０２〜０．１０％
Ａｌは鋼の溶製工程おける脱酸剤として、少なくとも０．０２％の添加を必要とする。しかし、多量の添加は、鋼板の加工性の低下を招くので、０．１０％を上限とする。
【００１６】
Ｎ: ０．０１％以下
Ｎの混在は鋼板を脆くし、加工性を悪くする。０．０１％以下であれば、実質的な悪影響はないので、これを上限とする。
【００１７】
次に、熱間圧延とそれにつづく工程について説明する。
〔熱間圧延〕
上記化学組成を有する鋼は連続鋳造等によりスラブとされ、熱間圧延に付される。熱間圧延は常法に従って行われ、Ａｒ3 点以上の温度（オーステナイト単相域）で熱間圧延を終了する。熱延終了温度をＡｒ3 点以上とするのは、最終製品鋼板の材質の均一性を確保するためである。Ａｒ3 点より低い温度域（フェライト＋オーステナイト二相温度域）で熱間圧延を行うと、混粒組織を生じ、製品鋼板の材質（特に成形性）にムラが生じる。Ａｒ3 点は化学組成により異なり、本発明の前記化学組成を有する鋼のＡｒ3 点、７８０〜８８０℃である。
【００１８】
熱延鋼板の巻取りは、４５０〜７００℃の温度範囲で行うことを要する。７００℃を超える巻取り温度では、鋼板表面のスケール発生量が多く、その後の酸洗処理での脱スケール性が悪くなる。巻取り温度の下限を４５０℃としているのは、それより低い温度では、鋼板の組織の一部にベイナイト相ないしマルテンサイト相が生成し、鋼板の硬質化により、その後の冷間圧延における圧延負荷が増大するからである。
【００１９】
〔冷間圧延〕
熱延鋼板は、酸洗処理（脱スケール処理）の後、冷間圧延に付される。冷間圧延率は、鋼板の再結晶温度および材質に大きな影響を及ぼす。冷間圧延率が４０％に満たない場合は、圧延加工で鋼板に蓄えられる歪みエネルギーが少なく、このため冷間圧延後の焼鈍処理では再結晶の生起に高温加熱が必要となり、熱エネルギー消費の増大を余儀なくされる。また冷延率が低いと、鋼板内に導入される転位の数が少なく、再結晶核が不足し、焼鈍後の結晶粒が粗大化することにより、靱性，強度，延性等が低下する。このため、圧延率は４０％以上を必要とする。好ましくは５０％以上である。圧延率の上限は限定されないが、冷間圧延の設備・操業面から約９０％までとするのが適当である。
【００２０】
〔焼鈍処理〕
冷延鋼板の焼鈍温度は、本発明の特に重要な要件である。前記のようにその焼鈍加熱温度を７８０〜８３０℃に設定することにより、微細Ｆｅ3 Ｃの分散析出の効果として、高強度と良好は強度・延性バランスが確保される。
図１(1) 〜(3) は、本発明により製造される冷延鋼板の焼鈍温度と「TS×EL値」の関係、図２(1) 〜(4) は他材種の冷延鋼板の焼鈍温度と「TS×EL値」の関係をそれぞれ示している（各供試鋼板の材種，製造条件の詳細は後述）。Ａｃ1 点（約720 ℃）以上の温度域において、本発明の冷延鋼板（図１）のTS×EL曲線には、他材種の冷延鋼板（図２）のTS×EL曲線に認められないピークが存在し、７８０〜８３０℃の領域において、引張強度 400Ｎ／mm2 以上の高強度と、TS×EL値 16000以上の強度・延性バランスを示している。
なお、焼鈍処理の均熱時間は特に規定されないが、通常の連続式焼鈍設備や連続式めっき設備の能力・構造等を考慮すると、通常約１〜１５０秒の範囲に設定するのが適当である。
【００２１】
［焼鈍温度からの冷却］
焼鈍加熱後の冷却は、１℃/秒以上の冷却速度で行なう。冷却速度を１℃/秒以上とするのは、オーステナイト相から微細Ｆｅ3Ｃを十分に分散析出させるためである。これより緩慢な冷却速度では、Ｆｅ3Ｃが粗大に析出してパーライトを形成し、鋼の強化量が乏しくなる。他方、冷却速度を過度に高めると、オーステナイトからベイナイトまたはマルテンサイトへの相変態を生じて変態組織強化鋼となり、微細Ｆｅ3Ｃの分散析出による強度および強度・延性バランスの改善効果を確保できなくなる。このため冷却速度は２０℃/秒以下とする。
【００２２】
上記工程を経由して得られる本発明の冷延鋼板は、通常の製造工程と同じように、必要に応じて表面調整，形状矯正，および降伏点伸びの解消等のための調質圧延（スキンパス圧延）が常法に従って施される。また、得られた鋼板をめっき原板として行う溶融めっき操業も、常法に従って行われる。更に、めっき工程を経た後、所望によりめっき表面の調整，形状矯正，降伏点伸びの解消等を目的とする調質圧延が行われることも、通常の製造工程と同様である。
【００２３】
【実施例】
供試鋼材の化学組成を表１に示す。Ａ〜Ｃ材は、本発明の規定を満たす化学組成を有する鋼材、Ｄ〜Ｇ材は、化学組成が本発明の規定から外れた鋼材（Ｄ: 低C-高Mn系固溶強化型鋼，Ｅ: 低C-Si-Mn 系固溶強化型鋼，Ｆ: 低C-高P 系固溶強化型鋼，Ｇ: 中C-Nb系析出強化型鋼）である。
【００２４】
(1)熱間圧延および冷間圧延
スラブを熱間圧延し、板厚2.8 mmの熱延鋼板を得る。
（熱延温度: Ａｒ3 点以上，巻取り温度: 550 ℃）。
熱延鋼板を酸洗処理（脱スケール）後、冷間圧延（圧延率: ５０％）に付し、板厚1.4 mmの冷延鋼板を得る。
【００２５】
(2)焼鈍処理および冷却処理
冷延鋼板を連続焼鈍処理ラインに導入し焼鈍処理する。
焼鈍温度:650〜900 ℃
均熱時間: 40秒,
焼鈍加熱後の冷却速度: 20℃/ 秒
(3)調質圧延
焼鈍処理後、調質圧延（伸び率: 1.0 ％) を施して製品鋼板を得る。
【００２６】
表２，表３に、焼鈍温度および鋼板の機械的諸特性を示す。図１(1)(2)(3) はそれぞれ供試No.1, No.2, No.3の焼鈍温度と「TS×EL値」の関係、図２(1)(2)(3)(4)はそれぞれ供試No.4, No.5, No.6, No.7の焼鈍温度と「TS×EL値」の関係を図示している。
本発明（鋼板材種：A,B,C)では、焼鈍温度（処理温度Ａｃ1 点以上) の上昇とともに「TS×EL値」が大きくなり、780 〜830 ℃の温度域で最大値を示し、その温度域を超えると再び低下している。すなわち、温度780 〜830 ℃の温度域で、最良の強度・延性バランスが得られ、引張強度は400 Ｎ/ mm2 以上、TS×EL値は約16000 を超える高水準である。
【００２７】
他方、No.4〜7 （鋼板材種:D〜G)は、発明例と同じ製造工程でありながら、TS×EL曲線のピークはなく、TS×EL値の最大値も、16000 に満たない。これは、供試材No.4（材種Ｄ: 低C-高Mn系固溶強化型鋼）では、低Ｃ含有組成であることにより、No.5（材種Ｅ: 低C-Si-Mn 系固溶強化型鋼）では、Ｓｉが多量添加されていることにより、またNo.6（材種Ｆ: 低C-P 系固溶強化型鋼）では、低Ｃ量およびＰ含有組成であることにより、いずれの場合も、焼鈍加熱におけるフェライトからオーステナイトへの相変態が抑制され、冷却過程での微細Ｆｅ3 Ｃの分散析出が十分に行われなかったことによる。また、No.7（材種Ｇ: 中C-Nb系析出強化型鋼）の場合は、Ｎｂ添加による再結晶温度の上昇により、TS×EL曲線が高温側にシフトしたために、900 ℃という高温焼鈍を行っても、TS×EL値は15000 にも満たない低いレベルに留まっている。
【００２８】
なお、材種Ａ〜Ｃの冷延鋼板と材種Ｄ〜Ｆ（固溶強化鋼）の冷延鋼板を母材鋼板とする、連続めっきラインにおける合金化溶融亜鉛めっきのめっき性（めっき濡れ性，合金化処理性）を比較すると、次のとおりである〔溶融めっき付着量: 60ｇ/ m 2 ( 片面当たり) , ライン内鋼板移送速度: 90ｍ/min, 合金化処理温度・時間: 500 ℃・14 sec〕。
材種Ｄの冷延鋼板では、軽微の不めっきと、軽度ではあるが合金化反応の不足による焼けムラが発生し、材種Ｅの冷延鋼板では、合金化処理性は良好であるものの、不めっきが顕著である。また材種Ｆの冷延鋼板は、めっき濡れ性に問題はないが、合金化反応の不足による焼けムラが顕著である。これに対し、材種Ａ〜Ｃの冷延鋼板は、めっき濡れ性および合金化処理性ともに良好であり、不めっきおよび合金化反応の不足等のない健全なめっき品質が確保されている。
【００２９】
【表１】
0003865477.tif 000002
【００３０】
【表２】
0003865477.tif 000003
【００３１】
【表３】
0003865477.tif 000004
【００３２】
【発明の効果】
本発明は、従来の固溶強化, 析出強化, 変態組織強化等とは異なる強化機構を利用するものであり、固溶強化鋼板に比し、Si, Mn, P 等の固溶強化元素が少量に抑えられることにより、良好なめっき性が確保され、また析出強化鋼板と異なってNb, Ti, W 等の析出強化元素を含まないことにより、再結晶温度の大幅な上昇や降伏強度の上昇がなく、従って析出強化鋼板のような高温度の焼鈍処理は不要であり、プレス成形時の寸法精度も良好である。むろん、変態組織強化におけるような設備・操業上の制約や負担増を伴わず、操業が容易で、安定した鋼板材質を保持することができる。
本発明による冷延鋼板は、強度および強度・延性バランスにすぐれ、400N/mm 2 以上の引張強さと16000 を超えるTS×EL値を有すると共に、良好なめっき性，プレス形成性等を備えており、これらの諸特性を要求される自動車, 建材, その他の用途に有用であり、品質の向上・安定化，製造コストの低減などに寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】（１）は中炭素−高Ｍｎ系鋼材，（２）は中炭素−高Ｍｎ系鋼材，（３）は中炭素−Ｍｎ系鋼材の冷延鋼板について、焼鈍温度とTS×EL値の関係を示すグラフである。
【図２】（１）は低炭素−高Ｍｎ系鋼材，（２）は低炭素−Ｓｉ−Ｍｎ系鋼材，（３）は低炭素−Ｐ系鋼材，（４）は低炭素−Ｎｂ系鋼材の冷延鋼板について、焼鈍温度とTS×EL値の関係を示すグラフである。
【図１】
0003865477.tif 000005
【図２】
0003865477.tif 000006