(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.1 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜2.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％および
Al：0.10％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、
ポリゴナルフェライトよりなる主相と、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトよりなる第２相とからなる鋼組織を有し、
上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下、また上記第２相が上記ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網目状に連結して分布し、しかも上記第２相の占積率が５ vol％以上、 20vol％以下で、かつ上記第２相の幅が平均で 0.4μm 以下であることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板。
【請求項２】
請求項１において、鋼がさらに、質量百分率で
Nb：0.1 ％以下、
Ｖ：0.5 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下および
Ｂ：0.00002 〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼板表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板。
【請求項４】
質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.1 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜2.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％および
Al：0.10％以下
を含有し、あるいはさらに
Nb：0.1 ％以下、
Ｖ：0.5 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下および
Ｂ：0.00002 〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、鋼組織が、ポリゴナルフェライトよりなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種または２種以上よりなる第２相とからなり、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下の薄鋼板を、
１℃/s以上の昇温速度で 730〜780 ℃の温度範囲まで加熱し、該加熱温度において１〜20秒間保持し、引き続き下記の式で決まるMs点以下まで５℃/s以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板の製造方法。
記
Ms (℃) ＝ 561− 474・（Ｃ％) −33・Mn（％）−17・Ni（％）
−17・Cr（％）−21・Mo（％）
【請求項５】
請求項４において、冷却を行う工程で、上記薄鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項５において、冷却を終了した後に、上記薄鋼板を 450〜500 ℃で20〜60秒間保持して、溶融亜鉛めっき層を合金化することを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に自動車用鋼板としての使用に供して好適な、延性に優れ、しかも降伏比の低い高強度薄鋼板およびおよび高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃料消費の低減および衝突時における安全性の向上の観点から、自動車の車体に使用される鋼板には、高強度化と高延性化とを同時に達成することが求められる。
このような目的で開発された鋼としては、フェライトとマルテンサイトを主体とする組織を有する複合組織鋼板（以下、ＤＰ鋼と呼ぶ）や、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる組織を有するＴＲＩＰ鋼が知られている。
【０００３】
上記の鋼のうち、ＤＰ鋼は、降伏比YR（＝降伏強さYS／引張強さTS）×100 が70％以下と低く、形状凍結性には優れるものの、延性の点でＴＲＩＰ鋼より劣り、その強度と延性とのバランス（TS×El）は 19000 MPa・％程度が限界であった。
一方、ＴＲＩＰ鋼は、変形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで高延性を示し、TS×Elが 20000 MPa・％を超えることが可能である。
【０００４】
例えば、特開平３−10049 号公報には、Ｃ, Si, Mnを基本成分として含有する鋼を、圧下率：80％以上、圧延終了温度：780 〜900 ℃で熱間仕上圧延し、仕上圧延終了後、40℃/s未満の冷却速度で冷却を開始し、仕上圧延温度や仕上圧延速度から決まる所定温度で冷却を終了し、ついで冷却速度：40℃/s以上で冷却して350 〜500 ℃で巻取ることにより、ポリゴナルフェライトの占積率が61％以下、ポリゴナルフェライトの占積率と粒径の比が18以上で、しかもベイナイトと残留オーステナイトとからなる第２相を有し、かつ該第２相中の残留オーステナイトが５％以上である鋼組織を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。
そして、この熱延鋼板では、TS×El＝20000MPa・％程度を達成することが可能である。
【０００５】
また、特開平９−104947号公報には、TS×T.El≧2000 kgf/mm2・％（19600MPa・％）とし、さらに伸びフランジ性を向上させた熱延鋼板を得ることを目的として、Ｃ：0.05〜0.15重量％、Si：0.5 〜3.0 重量％、Mn：0.5 〜3.0 重量％、Ｐ≦0.02重量％、Ｓ≦0.01重量％、Al：0.005 〜0.10重量％およびFeを主成分とする鋼を、熱間圧延するに当たり、仕上圧延終了温度をＡr3−50〜Ａr3＋50℃の範囲として全圧下率が80％以上の仕上圧延を行い、仕上圧延終了後、１段冷却あるいは２段冷却あるいは３段冷却を行うことにより、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶF ）とフェライト粒径（ｄF ）の比（ＶF ／ｄF ）が20以上で、２μm 以下の残留オーステナイト占積率が５％以上となる鋼組織を得る技術が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、自動車の車体軽量化のために、鋼板強度が 400 MPa級のものを１ゲージダウンしようとすると、590 MPa 以上の高い強度を有し、かつTS×Elが21000MPa・％を超える高強度鋼板が必要となる。
この点、上記した特開平３−10049 号公報に開示の鋼板のTS×Elは 20000 MPa・％程度であり、この要求を満たしていない。また、特開平９−104947号公報では、TS×Elは 21000 MPa・％を超える例が記載されているものの、降伏比YRは低くても70％程度であり、プレス加工時に大きな負荷がかかったり、あるいは大きなスプリングバックが生じたりして、部品の寸法精度が低下する等の問題を含んでおり、実用化には問題があった。
【０００７】
従って、板厚が1.4 mm程度の薄物で、引張強度TSが 590 MPa以上で、かつTS×Elが 21000 MPa・％以上の強度−伸びバランスを有し、しかも降伏比YRが70％以下である鋼板、すなわちＤＰ鋼とＴＲＩＰ鋼の特徴を兼ね備えた高強度鋼板を製造することができれば、自動車の軽量化ひいてはエネルギーの向上に大きく寄与することが可能となる。
そこで、本発明は、TS≧590 MPa 、TS×El≧21000MPa・％でかつ、降伏比≦70％という優れた特性を有する薄鋼板および亜鉛めっき薄鋼板を、それらの製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、Tiを必須成分として、熱間圧延工程において生成するフェライトを微細なものとし、さらにこの熱間圧延工程により得られる熱延鋼板を２相域で短時間加熱した後に急冷することにより、非常に微細なフェライトからなる主相と、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなり、フェライトの結晶粒界に網目状に分布した第２相を有する鋼組織とすることができ、これにより降伏比を低く保ったままで強度−伸びバランスの格段の向上を図り得ることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.1 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜2.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％および
Al：0.10％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、
ポリゴナルフェライトよりなる主相と、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトよりなる第２相とからなる鋼組織を有し、
上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下、また上記第２相が上記ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網目状に連結して分布し、しかも上記第２相の占積率が５ vol％以上、 20vol％以下で、かつ上記第２相の幅が平均で 0.4μm 以下であることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板。
【００１０】
２．上記１において、鋼がさらに、質量百分率で
Nb：0.1 ％以下、
Ｖ：0.5 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下および
Ｂ：0.00002 〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板。
【００１１】
３．上記１または２において、鋼板表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板。
【００１２】
４．質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.1 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜2.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％および
Al：0.10％以下
を含有し、あるいはさらに
Nb：0.1 ％以下、
Ｖ：0.5 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下および
Ｂ：0.00002 〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、鋼組織が、ポリゴナルフェライトよりなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種または２種以上よりなる第２相とからなり、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下の薄鋼板を、
１℃/s以上の昇温速度で 730〜780 ℃の温度範囲まで加熱し、該加熱温度において１〜20秒間保持し、引き続き下記の式で決まるMs点以下まで５℃/s以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板の製造方法。
0004193315.tif 000002
【００１３】
５．上記４において、冷却を行う工程で、上記薄鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の製造方法。
【００１４】
６．上記５において、冷却を終了した後に、上記薄鋼板を 450〜500 ℃で20〜60秒間保持して、溶融亜鉛めっき層を合金化することを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の製造方法。
【００１５】
なお、Ms点を求める上記式中には、Ni, Cr, Moの含有量を含む項があるが、これら元素を積極的に添加しない場合は、不可避的不純物レベルでのこれら元素の含有量を用いて上記Ms点を求めても、これらの含有量を零としてMs点を求めても何れでも良い。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
質量百分率で、Ｃ：0.14％、Si：0.7 ％、Mn：1.2 ％、Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.002 ％、Al：0.042 ％およびTi：0.16％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を素材として、熱延鋼板を製造した。ここで、熱間圧延は、加熱温度：1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上圧延終了温度：860 ℃とし、板厚：1.4 mmに圧延した。また、仕上圧延終了後、 0.8秒後に80℃/sの冷却速度で冷却を開始し、巻取り温度を 500℃とした。なお、仕上圧延は７スタンドの連続圧延機で実施し、仕上圧延時に各スタンドの圧延荷重を測定した結果、前段５スタンドまでは動的再結晶域での圧延であることを確認した。
得られた熱延鋼板について、鋼組織を観察したところ、平均粒径が 1.8μm のポリゴナルフェライトからなる主相と、平均粒径が 0.3μm のパーライトとセメンタイトとからなる第２相とを有する複相組織であった。
この鋼板に対して、種々の加熱・冷却サイクルを施した鋼板について、微視組織を観察すると共に、引張試験を行い、引張強度TS (MPa)×伸びEl（％）の値を求めた。
【００１７】
図１に、TS×Elに及ぼす加熱・冷却処理後のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径（以下フェライト粒径と呼ぶ）の影響について調べた結果を示す。ここで、フェライト粒径は、JIS G 0552に準拠した切断法により求めた。
同図に示したとおり、TS×Elを 21000 MPa・％以上とするためには、フェライト粒径を 2.5μm 以下とする必要があることが分かる。
【００１８】
なお、加熱・冷却処理後の第２相は、占積率（体積率）が10〜17 vol％のマルテンサイトと残留オーステナイトとからなる組織であった。
また、フェライト粒径が 2.5μm 以下の場合は、第２相はフェライト粒界に網目状に連結して分布しており、その第２相の幅は平均で 0.1〜0.4 μm であった。これに対し、フェライト粒径が 2.5μm を超える場合は第２相は塊状に分布していた。
さらに、TS×Elが 21000 MPa・％以上となる鋼板は、降伏比YRが70％以下であることも確認した。
【００１９】
図２は、TS×Elに及ぼす第２相の占積率の影響を示したものである。
同図中には、第２相がフェライト粒界に網目状に連結して分布する場合と、塊状に分布する場合について示したが、TS×El≧21000MPa・％を満足するためには、第２相がフェライト粒界に網目状の連結して分布し、かつ第２相の占積率を５ vol％以上 20vol％以下とする必要があることが分かる。
なお、第２相の占積率が５ vol％未満の場合には、第２相が網目状に分布することはなく、塊状の分布を示した。ここで、フェライト粒径は 1.7μm であり、また第２相はマルテンサイトと残留オーステナイトとからなり、この第２相が網目状に連結して分布している場合における第２相の幅は 0.1〜0.4 μm であった。
【００２０】
図３は、第２相が網目状に連結してフェライト粒界に分布している場合の、第２相の幅の平均値がTS×Elに及ぼす影響を示す図である。
第２相の幅の平均値が 0.4μm 以下の場合に、TS×Elが 21000 MPa・％以上となることが分かる。
なお、フェライト粒径は 1.6〜2.0 μm で、第２相はマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトからなり、第２相の占積率は12〜15 vol％であった。
【００２１】
以上の結果から、TS×Elを21000MPa・％以上とするためには、ポリゴナルフェライトからなる主相と、占積率で5vol％以上 20vol％以下のマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとからなる第２相を有し、フェライト粒径が 2.5μm 以下で、しかも第２相がフェライト粒界に網目状に連結して分布し、かつこの第２相の幅が平均で 0.4μm 以下となる微視組織とすれば良いことが分かった。
【００２２】
そこで、次に、このようなTS×Elが高い組織を得るための製造条件について検討した。
さて、発明者らは、ポリゴナルフェライトからなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種または２種以上からなる第２相を有する鋼組織である鋼板を素材として、これに加熱・冷却処理を施すことにより、第２相の組織制御を行うことに着目した。
【００２３】
ここで、加熱・冷却処理によりフェライト粒径を微細化することはできないので、この加熱・冷却処理に供される素材となる鋼板のフェライト粒径は 2.5μm以下である必要がある。
このような組織の素材を得る方法は特に限定しないが、例えば特開平11−152544号公報に開示される方法、すなわち熱間圧延用素材を溶製したのち、直ちに又は一旦冷却して1200℃以下に加熱して熱間圧延を施し、その際、動的再結晶域での圧下を５スタンド以上の圧下パスにて行う方法がとりわけ有利に適合する。
【００２４】
ここでは、前述した板厚：1.4 mmの熱延鋼板に対して加熱・冷却という単純な熱処理を施した。
まず、加熱時の均熱温度と均熱時間がTS×ElおよびYRに及ぼす影響を調べるために、加熱時の昇温速度を５℃/sとし、種々の均熱温度および均熱時間にて均熱処理を行い、ついで冷却速度20℃/sで 300℃以下まで冷却した。ここで、冷却を300 ℃以下まで行う目的はマルテンサイト変態点（Ms点）である 455℃以下まで冷却して、第２相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとするためである。
上記の熱処理後の鋼板について、そのTS×ElおよびYR値を測定した結果を図４に示す。
同図に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするためには、均熱温度を730〜780 ℃とし、かつ均熱時間を１〜20秒とする必要があることが分かる。
【００２５】
また、加熱時の昇温速度がTS×Elに及ぼす影響を調べるために、均熱温度は750 ℃、均熱時間は10秒、均熱後の冷却速度は20℃/s、冷却終了温度は 300℃以下の一定とし、昇温速度のみを種々に変化させて加熱・冷却処理を施した。
かくして得られた鋼板のTS×Elを測定し、その結果を昇温速度との関係で図５に示す。
図５に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするためには、昇温速度を１℃/s以上とする必要があることが分かる。
【００２６】
次に、均熱後の冷却処理における冷却速度がTS×Elに及ぼす影響を調べるために、加熱時の昇温速度を５℃/s、均熱温度を 750℃、均熱時間を10秒として加熱処理を施した後に、種々の冷却速度で 300℃以下まで冷却した。
かくして得られた鋼板について、TS×Elを測定し、その結果を冷却速度との関係で図６に示す。
同図に示したとおり、冷却処理の際の冷却速度が５℃/s以上でないと、TS×Elを21000MPa・％以上とすることはできなかった。
【００２７】
次に、TS×Elに及ぼすTi含有量の影響を調べるために、質量百分率でＣ：0.13％、Si：0.7 ％、Mn：1.2 ％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.002 ％およびAl：0.042 ％を基本成分として含有し、かつTiを種々の添加量で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を、加熱温度：1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上圧延終了温度：860 ℃で、かつ仕上圧延時の前段５スタンドについては動的再結晶域での圧延という条件で板厚：1.4mm に圧延した。その際、仕上圧延終了後、0.8 秒後に80℃/sの冷却速度で冷却を開始し、また巻取り温度は 500℃とした。
上記の熱間圧延により、フィライト粒径が 2.0μm のポリゴナルフェライトよりなる主相と、平均結晶粒径が 0.3μm のパーライトまたはセメンタイトよりなる第２相とからなる複相組織の鋼板を得た。
【００２８】
そして、得られた鋼板を、昇温速度：５℃/sで加熱し、760 ℃で18秒間の均熱処理を施したのち、 300℃以下まで冷却速度：10℃/sで冷却した。
かくして得られた鋼板について、TS×Elを測定し、その結果をTi含有量との関係で図７に示す。
同図に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするためには、Tiを0.05mass％以上 0.3mass％以下の範囲で含有させる必要があることが分かる。
【００２９】
なお、図４〜７において、TS×El≧21000MPa・％が得られた鋼板の微視組織を調べたところ、いずれもポリゴナルフェライトよりなる主相と、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトよりなる第２相が占積率で５〜20 vol％存在する鋼組織を有し、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下で、第２相が前記ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網目状に連結して分布し、しかも第２相の幅が平均で 0.4μm 以下を満足していることが確認された。
【００３０】
次に、本発明において、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.25mass％
Ｃは、TiＣの形成によるTiの効果を高めると共に、２相域への加熱時にオーステナイトの生成を促進し、これに続く冷却によってマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを生成させるために必要な元素であり、少なくとも0.05mass％を添加する必要がある。しかしながら、Ｃ量が多すぎると、溶接性の劣化を招くので0.25mass％を上限とする。
【００３１】
Si：0.1 〜2.0 mass％
Siは、２相域への加熱時にオーステナイトの生成を促進する効果があるため、少なくとも0.1 mass％添加する。しかしながら、2.0 mass％を超えて添加してもその効果は飽和し、コストアップを招くので 2.0mass％を上限とする。
【００３２】
Mn：0.5 〜2.0 mass％
Mnは、２相域への加熱およびその後の冷却により、第２相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとするために必要であり、少なくとも0.5 mass％の添加を必要とする。しかしながら、過度の添加は、２相域の温度幅を減少させ、所望の組織を得ることができなくなるので、上限を3.0 mass％とする。
【００３３】
Ti：0.05〜0.3 mass％
Tiは、本発明において最も重要な元素である。
Tiは、加熱・冷却処理時の加熱前の段階で、TiＣとして存在し、加熱時の結晶粒粗大化を防止する。また、TiＣの多くはフェライト粒界に微細に存在するために、２相域に加熱した際にはＣ源として作用し、粒界に連続して網目状の第２相を出現させるものと考えられる。
このような組織がTS×Elを上昇させる理由は明らかではないが、硬質の第２相全体が連結されているため、第２相の変形も均一化して第２相による強化が有利に作用すると共に、軟質のフェライトからなる主相と第２相との間でのクラック生成が抑制されるためと推定される。
このような、フェライト粒界に網目状の連結した第２相の効果を得るためには、少なくとも0.05mass％のTi添加が必要である。しかしながら、0.3 mass％を超えて多量に添加すると、Ti自身による固溶強化、あるいはTiＣによる析出強化の影響が強くなり、TS×Elを低下させてしまうので、0.3 mass％を上限とする。
【００３４】
Al：0.10mass％以下
Alは、脱酸剤として0.10mass％以下の範囲で添加することができる。0.10mass％を超えて添加しても効果が飽和する他、アーク溶接性の低下を招く。
【００３５】
以上、必須成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Nb：0.1 mass％以下
Nbは、析出強化により鋼を高強度化するのに有効な元素であるが、添加量が多すぎると、再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が劣化するので、0.1 mass％以下の範囲で含有させるものとした。
【００３６】
Ｖ：0.5 mass％以下
Ｖは、析出強化により鋼を高強度化するのに有効なだけでなく、２相域への加熱およびその後の冷却によりマルテンサイトの生成を促進する作用も有する。しかしながら、多量の添加は延性の低下を招くので、0.5 mass％を上限として添加するものとした。
【００３７】
Ｐ：0.05mass％以下
Ｐは、特に添加する必要はないが、0.05mass％程度までの添加であれば、２次加工脆化を招くことなしに鋼板の強度向上に有効に寄与するので、0.05mass％を上限として添加することができる。
【００３８】
Cu, Mo, Ni, Cr：それぞれ 1.0mass％以下
Cu, Mo, NiおよびCrはそれぞれ、固溶強化ならびに組織強化による鋼の高強度化に有効である。しかしながら、いずれも添加量が 1.0mass％を超えると熱間加工性が低下するため、それぞれ1.0 mass％以下の範囲で単独または複合添加することが可能である。
【００３９】
Ｂ：0.0002〜0.01mass％
Ｂは、0.0002mass％以上の添加範囲において鋼の組織強化に有効に作用する。しかしながら、添加量が0.01mass％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質の劣化を招くので、0.0002〜0.01mass％の範囲で添加するものとした。
【００４０】
Ｓ：0.01mass％以下
Ｓは特に限定しないが、不可避的に混入するＳ量が極端に高いと延性が低下するので、0.01mass％以下に抑制することが好ましい。
【００４１】
次に、鋼組織の限定理由について説明する。
ポリゴナルフェライトからなる主相
本発明では、ポリゴナルフェライトを主相とする必要がある。この理由は、ポリゴナルフェライトは軟質で延性に富んでおり、材料の延性を確保するのに有用なためである。
なお、主相とは占積率（体積率）で 50vol％以上であることを意味する。
【００４２】
ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径：0.8 μm 以上 2.5μm 以下
第２相を網目状に連結して生成させ、TS×Elが 21000 MPa・％以上でかつ、YRを70％以下とするためには、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を 2.5μm 以下とする必要がある。一方、現状の熱間圧延あるいは冷間圧延プロセスで達成できるフェライト粒径の下限は 0.8μm 程度であるので 0.8μm を下限とする。
【００４３】
第２相の占積率、形態および幅
硬質の第２相を、ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網目状に連結させて存在させる必要がある。これは、前述したように、硬質の第２相が連結することで、より効果的に高強度化を達成できると共に、変形中に主相と第２相との間におけるクラックの発生を効果的に抑制できるからである。また、第２相が網目状に連結していることにより、硬質の第２相が生成する際に発生する歪に起因したポリゴナルフェライト中の可動転位が増加し、降伏比の低減にも寄与するからである。
しかしながら、第２相の占積率が５ vol％未満ではこのような第２相の連結が生じず、一方20 vol％超では第２相の分率が高くなりすぎて主相の延性が犠牲になるので、第２相の占積率は５〜20 vol％の範囲に限定する。
【００４４】
また、第２相の幅の平均値、すなわち或る第２相と主相との境界からこの境界とは反対側の第２相と主相との境界までの距離の平均値が 0.4μm を超えると、連結した第２相の構造が強固になりすぎて延性の低下をもたらすので、第２相の幅は平均で 0.4μm 以下とする。
さらに、第２相は鋼板に強度を付与するために、硬質のマルテンサイトまたは変形によって硬質化する残留オーステナイトのどちらか、あるいは両方よりなる組織とする必要がある。
【００４５】
次に、上述した鋼組織を得るための製造条件について述べる。
本発明では、前述したように、平均結晶粒径が 0.8〜2.5 μm のポリゴナルフェライトからなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種または２種以上よりなる第２相を有する鋼組織になる鋼板を素材として、加熱・冷却処理、すなわち昇温速度：１℃/s以上の加熱工程、均熱温度：730 〜780 ℃、均熱時間：１〜20秒の均熱工程、冷却速度：５℃/s以上でマルテンサイト変態点（Ms点）以下まで冷却する冷却工程を実施することにより、第２相の組織制御を行うものである。
【００４６】
この際、上記素材の製造方法については、熱延、冷延いずれのプロセスを用いてもよく、特に限定しないが、例えば前述の特開平11−152544号公報に開示される方法が有利に適合する。
すなわち、所定の成分組成範囲に溶製した溶鋼を、スラブとし、その後直ちにまたは一旦冷却して1200℃以下に加熱し、ついで熱間圧延を施すに際し、動的再結晶域での圧下を５スタンド以上の圧下パスにて行う方法、さらには引き続き、圧下率：50〜90％の冷間圧延後、 600℃〜Ａc3点の温度範囲で焼鈍を施す方法である。
【００４７】
以下、加熱・冷却処理条件について説明する。
昇温速度：１℃/s以上
加熱工程における昇温速度が１℃/sに満たないと、昇温中にフェライトが粒成長し、網目状に連結した第２相を得ることができなくなったり、あるいは強度確保ができなくなるので、昇温速度は１℃/s以上とする。
【００４８】
均熱温度：730 〜780 ℃、均熱時間：１〜20秒
加熱処理は２相域で行う必要があり、鋼の組成と第２相分率から、均熱温度は730 〜780 ℃に限定する。
また、上記の均熱温度での均熱時間が１秒未満では、必要量の第２相を生成させることができず、一方20秒を超えると組織の粗大化や第２相の塊状化が進行するため、均熱時間は１〜20秒に限定する。
【００４９】
平均冷却速度：５℃/s以上でMs点以下まで冷却
均熱工程の後の冷却工程において、Ms点以下までの平均冷却速度が５℃/s未満では、第２相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとすることができない。従って、平均冷却速度は５℃/s以上とする。
また、Ms点以下まで冷却しないと、第２相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとすることができないので、上記の強制冷却終了温度はMs点以下とした。
ここで、Ms点は以下の式により求めるものとする。ただし、Ni, Cr, Moを積極的に添加しない場合は、不可避的不純物として分析されるそれぞれの含有量として計算してもよいし、不可避的に含有していたとしても微量であるので、それぞれの含有量を０％として計算してもよい。
0004193315.tif 000003
【００５０】
なお、この冷却工程の途中に、溶融亜鉛めっきを施すなどしても、Ms点以下までの平均冷却速度を５℃/s以上に確保できるのであれば、所望の組織を得ることができる。さらに、一旦、Ms点以下まで冷却してしまえば所望の組織が出現するので、溶融亜鉛めっきを合金化するために 450〜500 ℃に20〜60秒保持しても組織の変化はなく、溶融亜鉛めっきの合金化を行うプロセスを追加しても何ら問題ない。
【００５１】
以上説明した加熱・冷却処理を実施する設備については、特に限定しないが、連続焼鈍設備や焼鈍炉付きの溶融亜鉛めっき設備などがこれに適する。
【００５２】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとしたのち、熱間圧延に供した。熱間圧延は、1080℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：900 ℃として1.4 mm厚に圧延し、圧延終了から 0.8秒後に80℃/sの速度で冷却を行い、550 ℃で巻取った。
この熱間圧延により得られた熱延鋼板を、連続焼鈍炉にて、表２に示す条件で加熱・冷却処理を行った。
なお、表２中、No.18 については、冷却処理の途中で溶融亜鉛めっき処理を施した。また、No.19 については、冷却処理の途中で溶融亜鉛めっき処理を施すと共に、冷却処理を終了した後に 480℃, 40秒の合金化熱処理を施した。
【００５３】
【表１】
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【００５４】
【表２】
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【００５５】
かくして得られた鋼板のコイル長手方向の中央部から、鋼組織観察用サンプルおよびJIＳ５号試験片を切り出し、鋼組織の観察および引張試験に供した。
組織観察結果および引張試験結果を表３に示す。
【００５６】
【表３】
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【００５７】
表１、表２および表３から明らかなように、本発明に従い製造した鋼板はいずれも、目標とする鋼組織を得られており、その結果、TS×El≧21000MPa・％という良好な強度−伸びバランスと同時に、YR≦70％という低い降伏比が併せて得られている。
なお、本発明の適合例はいずれもTiを添加しているため、組織が整粒であり、異方性が小さいことも確認された。
【００５８】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、TS×Elが 21000 MPa・％以上という良好な強度−伸びバランス特性と共に、YRが70％以下という低い降伏比を併せて得ることができ、自動車の軽量化ひいてはエネルギー効率の向上に偉功を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  TS×Elに及ぼす、加熱・冷却処理後のフェライト粒径の影響を示す図である。
【図２】  TS×Elに及ぼす、第２相の占積率の影響を示す図である。
【図３】  TS×Elに及ぼす、網目状に連結して分布する第２相の幅の影響を示す図である。
【図４】  TS×ElおよびYRに及ぼす、加熱・冷却処理時の均熱温度と均熱時間の影響を示す図である。
【図５】  TS×Elに及ぼす、加熱・冷却処理時の昇温速度の影響を示す図である。
【図６】  TS×Elに及ぼす、加熱・冷却処理時の冷却速度の影響を示す図である。
【図７】  TS×Elに及ぼす、Ti添加量の影響を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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