(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満で原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満で原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たす炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組成において原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組成において原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たし、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【請求項５】
質量％で、さらに、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭの合計≦０．１％以下を含むことを特徴とする、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【請求項６】
表面粗さがＲａで１．５μｍ以下であることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【請求項７】
請求項１から請求項５のいずれかの成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延し、６００℃未満で巻取り、さらにスケール除去後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で７００〜９００℃の温度で焼鈍することを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項１から請求項６のいずれかに記載の高張力鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高張力冷延鋼板の加工方法。
【請求項９】
前記プレス成形品は、自動車用部品である請求項８に記載の高張力冷延鋼板の加工方法。
【請求項１０】
請求項１から請求項６のいずれかに記載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車などの自走機用部材の素材に適した加工性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
環境保全につながる燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。自動車用部材はプレス成形により得られる複雑な形状のものが多く、高強度でありながら加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れた材料が必要である。
【０００３】
従来、このような鋼板には、特開２００２−６９５７４号公報に記載されているような、鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、残留γ相などの硬質相を分散させた鋼が提案されていた。しかしながら、このような鋼は７８０ＭＰａ級の強度で５５％の穴広げ率と伸びフランジ性が十分ではなかった。また、単相組織で高強度鋼板を実現した技術が特開平９−３０２４４０号公報に開示されている。これは、鋼板を均一なベイナイトとすることで、クラックの発生を抑制し、高強度と曲げ性を良好なものとしたものである。しかしながら、ベイナイト単相では、曲げ性は改善するものの、伸びが小さく、その適用範囲は狭い。さらに、特開平９−１１１３９６号公報には、フェライトとマルテンサイトの粒径を規定し、かつマルテンサイトの体積率を限定することで耐衝撃性に優れた高張力鋼板が提案されている。しかしながら、この技術においても、硬質のマルテンサイト相が亀裂の発生点となるため穴広げ率が低く、またマルテンサイト生成のためにＳｉを多量に添加しなければならず、溶融亜鉛めっきによる防食は不可能であった。
【０００４】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車部品のようにプレス時の断面形状が複雑な用途に適しており、防食のための溶融亜鉛めっきが可能であり、加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
（ｉ）転位密度が低い組織とし、微細析出物で強化すると、強度−伸びバランスが向上する。
（ii）実質的に単相組織とし、微細析出物で強化すると、強度−伸びフランジ性バランスが向上する。
（iii）Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上を含む炭化物は微細に析出する。
（iv）炭化物の組成を原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５としたときに炭化物は微細化する。
（ｖ）上記炭化物は、熱延板中で析出すると冷延後焼鈍時の再結晶温度を上昇させ、焼鈍で再結晶し難くなることから、熱延板では析出させず、冷延後焼鈍時の再結晶後に析出させることにより、加工性と強度とを両立させることができる。
（vi）上記炭化物による強化ではＳｉ添加は不要となり、防食を目的とした溶融亜鉛めっきが可能となる。
【０００６】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（９）を提供する。
【０００７】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満で原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【０００８】
（２）質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満で原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たす炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【０００９】
（３）質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組成において原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【００１０】
（４）質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組成において原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たし、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【００１１】
（５）上記（１）から（４）のいずれかにおいて、質量％で、さらに、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭの合計≦０．１％以下を含むことを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【００１２】
（６）上記（１）から（５）のいずれかにおいて、表面粗さがＲａで１．５μｍ以下であることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
【００１３】
（７）上記（１）から（５）のいずれかの成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延し、６００℃未満で巻取り、さらにスケール除去後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で７００〜９００℃の温度で焼鈍することを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
（８）上記（１）から（６）のいずれかの高張力鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高張力冷延鋼板の加工方法。
【００１５】
（９）上記（８）において、プレス成形品は、自動車用部品である高張力冷延鋼板の加工方法。
【００１６】
（１０）上記（１）から（６）のいずれかに記載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部品。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について、金属組織、化学成分組成、製造方法等に分けて具体的に説明する。
【００１８】
［金属組織］
本発明に係る高張力鋼板は、フェライトが面積比率で９５％以上の組織であり、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上を含む炭化物が分散している。この析出物はこれらに加え、ＮｂおよびＶの１種以上を含んでいてもよく、その場合には、原子比で、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５であることが好ましい。以下、これらについて説明する。
【００１９】
・フェライトが面積比率で９５％以上の組織：
マトリックスをフェライトが面積比率で９５％以上の組織としたのは、伸びの向上には転位密度の低いフェライトが有効であり、また、伸びフランジ性の向上には単相組織とすることが有効であり、特に延性に富むフェライト単相組織でその効果が顕著であるためである。フェライトの面積比率は好ましくは９８％以上である。
【００２０】
・原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満の炭化物：
Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうちの１種以上とを含む炭化物は、鋼を強化するのに有効である。従来は、先行技術にあるように炭化物としてＴｉＣやＮｂＣを用いることが主流であったが、Ｔｉ、Ｎｂは析出物形成傾向が強いため、ＭｏやＷを含まない場合、粗大化しやすく、強化に対する効果が低くなることから、必要な強化量を得るには加工性を劣化させるまでの析出物が必要となる。これに対し、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物は微細に析出し粗大化しにくいため加工性を劣化させずに鋼を強化することができる。これは、ＭｏおよびＷの析出物形成傾向がＴｉと比べて弱いため、これらを原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たすように含むと炭化物は安定的に微細に存在し、このため強化に対する効果が高く、加工性を良好に維持できる析出物量で必要な強化量が得られるためと考えられる。さらに望ましくは０．８≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．２である。この炭化物の平均粒径を１０ｎｍ未満とすることで、析出物周囲の歪みが転位の移動の抵抗にとってより効果的となり、良好な鋼の強度が得られるため、炭化物の平均粒径１０ｎｍ未満とする。好ましくは、平均粒径５ｎｍ以下である。なお、鋼組成において、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たすようにすれば、上記所望の炭化物を形成することが可能である。
【００２１】
鋼成分としてＮｂおよびＶの１種以上を含む場合には、ＮｂおよびＶの１種以上が含まれることになるが、これらが複合した炭化物もＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物と同様、安定的に微細に存在できる。この場合には、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５とすること、さらには、０．８≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．２とすることが望ましい。ただし、Ｎｂ、Ｖ量はＴｉ量の半分以下が好ましい。
【００２２】
［化学成分組成］
本発明では、上記金属組織を実現するために、その成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものとする。さらに、上述のように複合析出物にＮｂおよびＶの１種以上を含有させる場合には、上記成分に加えＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものとする。以下、これら各成分について説明する。
【００２３】
Ｃ：０．０３５〜０．１％
Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。鋼を十分に強化する観点からは０．０３５％以上が好ましく、０．１％を超えて添加するとパーライトが形成されることと析出物が粗大化しやすくなることから伸びと伸びフランジ性を損なうおそれがある。このため、Ｃ含有量を０．０３５〜０．１％とした。
【００２４】
Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは固溶強化には有効な元素であるが、０．３％を超えて添加すると、フェライトからのＣ析出が促進されて粒界に粗大な鉄炭化物が析出しやすくなり、伸びフランジ性の低下を招く。また、Ｓｉを０．３％以上添加した場合には、亜鉛めっきのめっき密着性が劣化する。これらの理由により、Ｓｉ含有量を０．３％以下とした。
【００２５】
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは固溶強化により鋼を強化する観点からは０．２％以上必要であるが、２．０％を超えて添加すると偏析し、かつ硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下する。このため、Ｍｎの含有量を０．２〜２．０％とした。鋼を強化する観点から０．５％以上が好ましく、強度の安定性を重視する場合には１．５％未満が好ましい。
【００２６】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは固溶強化に有効であるが、０．０４％を超えて添加すると粒界に偏析して伸びフランジ性が低下するため、０．０４％以下とした。
【００２７】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは少ないほど好ましく、０．０２％を超えると伸びフランジ性を低下させるため、０．０２％以下とした。好ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下であり、望ましくは０．００３％以下である。
【００２８】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、０．１％を超えると伸びフランジ性と伸びがともに低下する傾向にあることから、０．１％以下とした。
【００２９】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは少ないほど好ましく、０．００６％を超えると粗大な窒化物が増え、伸びフランジ性を低下させるため、０．００６％以下とした。
【００３０】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、パーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な炭化物、または、ＮｂおよびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加えＮｂおよびＶの１種以上を含む微細な炭化物を形成し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保し、かつ鋼を強化することができる。しかし、０．５％を超えると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下する傾向にある。このため、Ｍｏ含有量を０．５％以下とした。Ｗを添加しない場合には、このような効果を得るためにはＭｏが０．０５％以上必要であることから、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とする。
【００３１】
Ｗ：１．０％以下
ＷもＭｏと同様、本発明において重要な元素であり、パーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な複合析出物、または、ＮｂおよびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加えＮｂおよびＶの１種以上を含む微細な炭化物を形成し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保し、かつ鋼を強化することができる。しかし、１．０％を超えて添加すると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下する傾向にある。このため、Ｗの含有量を１．０％以下とした。Ｍｏを添加しない場合には、このような効果を得るためにはＷが０．１％以上必要であることから、Ｗ含有量を０．１％以上とする。
【００３２】
Ｔｉ：０．０３〜０．２％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。ＭｏやＷと微細炭化物を形成することで、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ、鋼を強化することができる。しかし、０．０３％未満では、鋼を強化する効果が不十分であり、０．２％を超えると伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量を０．０３〜０．２％とした。
【００３３】
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは組織の細粒化に有効であり、かつＴｉとＭｏおよび／またはＷとともに微細炭化物を形成することから、必要に応じて添加する。しかし、Ｎｂ量が０．０８％を超えると結晶粒が一方向に伸び、伸びフランジ性が劣化する傾向にあるため、Ｎｂを含有させる場合には０．０８％以下とする。Ｎｂの組織微細化効果を得る観点からは０．００５％以上が好ましい。
【００３４】
Ｖ：０．１５％以下
Ｖの析出は遅いため、炭化物の析出タイミングを調整するために必要に応じて添加する。しかし、Ｖ含有量が０．１５％を超えると粗大な炭化物が析出し、伸びフランジ性が劣化する傾向にあるため、Ｖを含有させる場合には０．１５％以下とする。
【００３５】
なお、本発明においては、耐二次加工脆性、耐食性などの目的に応じて、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭ≦０．１％の１種類以上を含んでいても特性上問題はない。
【００３６】
また、本発明では、鋼組成において、以上の成分規定に加えて原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たすことが好ましい。Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗに加え、ＶおよびＮｂの１種以上を添加する場合には、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たすことが望ましい。これは、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝あるいは（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝（ただし、これらの式中Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ，Ｖ，Ｎｂは各成分の重量％を表す）の値が０．５〜１．５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、さらにはＶ、Ｎｂの各含有量を調整することにより、強度確保に対して効果的にＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、さらにはＶ、Ｎｂを含む炭化物が均質微細に分散析出しやすくなる。さらに、本発明では、熱延板組織をフェライト単相とし、粗大なセメンタイトやパーライトの析出を抑制する必要があるが、上記原子比の値が０．５未満ではベイニティックフェライトが生成し、１．５を超えると熱延板粒界への粗大なセメンタイトやパーライトの生成を抑制することが困難となり、冷延板の加工性が劣化する。より好ましくは０．８〜１．２である。
【００３７】
［表面粗さ］
本発明の冷延鋼板は、表面粗さをＲａで１．５μｍ以下にすることが好ましい。従来の冷延鋼板では、組織に素地のフェライトよりも硬質の第二相が存在していたため、プレス成形時の鋼板表面の凹凸とプレス型とがこすれるときに、この硬質相が潤滑剤となり、型かじりが生じなかった。しかし、フェライト単相の本発明においては、この第二相がないため、このような潤滑効果を期待することができない。このため、局部的な板表面の凹凸と型のこすれを防止する観点から、表面粗さはＲａで１．５μｍ以下であることが好ましい。望ましくは０．８μｍ以下である。
【００３８】
［製造方法］
本発明では、上記高張力冷延鋼板を製造するに際し、オーステナイト単相域で熱間圧延し、６００℃未満で巻取り、さらにスケール除去後、冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で７００〜９００℃の温度で焼鈍することが好ましい。以下、これら条件について説明する。
【００３９】
・仕上圧延終了温度
仕上圧延終了温度は伸びおよび伸びフランジ性に重要である。オーステナイト単相域を維持することができない温度で圧延を行うと粗大粒が発生して伸びフランジ性が損なわれるので、仕上げ圧延終了までオーステナイト単相域を維持する。
【００４０】
・巻取温度６００℃未満
熱延板中で微細析出物が生成すると、冷間圧延後の焼鈍で再結晶し難くなる。そのため、巻取り時にＴｉとＭｏおよび／またはＷとを含む微細炭化物が析出しないようにする必要がある。そのため、巻取温度を６００℃未満とした。望ましくは５５０℃未満である。ただし、４００℃未満では、ベイナイトやマルテンサイトが生成して冷延板の結晶粒が混粒化するおそれがあることから、４００℃以上が好ましい。
【００４１】
・１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で７００〜９００℃の温度で焼鈍
焼鈍時の昇温速度を１０℃／ｓｅｃ以上としたのは、炭化物が析出する前に再結晶させる必要があるためである。１０℃／ｓｅｃ未満では、炭化物が再結晶前に析出することから再結晶が抑制される。さらに望ましくは、３０℃／ｓｅｃ以上である。また、焼鈍温度を７００〜９００℃としたのは、７００℃未満では、再結晶前に炭化物が多量に析出し再結晶が抑制され、未再結晶組織が残存し加工性が劣化し、９００℃を超えるとオーステナイト変態してしまい炭化物が固溶して所望の強度が得られなくなるとともに焼き入れ組織が生成してフェライト単相組織が得られなくなるためである。
【００４２】
［めっき］
本発明の高張力冷延鋼板は、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき鋼板とすることも可能である。溶融亜鉛系めっきを行った後に、合金化反応を続けて行った合金化溶融亜鉛系めっき鋼板も含む。溶融亜鉛系めっき鋼板を製造する際には、焼鈍後に連続的に、連続溶融亜鉛系めっきラインにて溶融亜鉛系めっきを行うことが可能である。ここで、溶融亜鉛系めっきとは、めっき皮膜が実質的にＺｎからなる溶融めっき、またはＺｎを主体する溶融めっきであり、亜鉛の他にＣｒ、Ｍｎ等の合金元素が含まれていてもよい。
【００４３】
本発明の高張力冷延鋼板は、加工性に優れ、特に伸びフランジ性に優れているのでこれをプレス成形した場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にリーンフースメントのようなプレス時の断面形状が複雑な補強部材を良好な品質で製造することができ、特に、プレス成形品の軽量化に資することができる。以下に具体的に、本発明に係る高張力鋼板の加工方法、換言すればプレス成形品の製造方法について説明する。
【００４４】
図１は、本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャートである。この作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造することまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に係る高張力鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法および形状のプレス成形品または被プレス加工部材として切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（したがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施され、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多い。
【００４５】
Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプレス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作業であっても構わない。
【００４６】
なお、図１中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による搬送作業である場合がある。
【００４７】
こうして製造されるプレス成形品は、必要に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納する工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工程がある。
【００４８】
図２は、図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図である。この図においては、本発明に係る高張力鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によりプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレスを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定されない。
【００４９】
プレス加工機の前段に、裁断機その他の前処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置される場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係る鋼板から、必要な寸法または形状の部材を裁断し、この部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機においてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行われ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図１における裁断と同じである。
【００５０】
こうして製造されるプレス成形品は、その原材料として加工性に優れ、特に伸びフランジ性に優れている本発明に係る高張力冷延鋼板を使用しているので、プレス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質で製造することができ、軽量なものとなる。このような特長は、プレス成形品が自動車用部材、特にリーンフォースメント・メンバー等の補強部材である場合に特に有用である。
【００５１】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学成分を有する鋼を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９００℃、巻取温度３７０〜５５０℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚１ｍｍとした。続いて、昇温速度を５〜５０℃／ｓｅｃで７００〜８７０℃まで昇温した後冷却するパターンの焼鈍を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行った。さらに、ピーク値より各元素の濃度を算出した。また、得られた鋼板の表面粗さＲａを求めた。
【００５２】
また、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片および穴広げ試験片を採取した。引張試験片は圧延垂直方向から採取し、引張試験を行った。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格に沿って行った。
【００５３】
表１に、製造条件、組織、析出物の大きさ、析出物の組成比、表面粗さ、機械的性質を併せて示す。
【００５４】
表１中、Ｎｏ．１〜８が本発明例であり、Ｎｏ．９〜１１が比較例である。本発明例のうちＮｏ．１，３，５，６，７，８は７８０ＭＰａ級冷延鋼板である。これらはいずれもフェライト単相組織を有しており、その中に、Ｎｏ．１はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎｏ．３はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物、Ｎｏ．５はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂを含む炭化物、Ｎｏ．６はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖを含む炭化物、Ｎｏ．７，８はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物が１０ｎｍ以下の大きさで微細に分散されており、いずれも優れた伸びおよび伸びフランジ性を有していた。Ｎｏ．７は耐二次加工脆性のためにＢ、伸びフランジ性向上のためにＣａを添加した例であるが、本発明の効果が得られている。Ｎｏ．８は耐食性向上を目的にＣｕおよびＮｉを添加した例であるが、これらを添加しても本発明の効果に影響を及ぼさないことが確認された。なお、Ｎｏ．８はこのように伸びおよび伸びフランジ性が良好ではあるが表面粗さが大きいため型かじりが多少懸念される。Ｎｏ．２，４は９８０ＭＰａ級冷延鋼板の例であり、いずれもフェライト単相組織であり、Ｎｏ．２はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎｏ．４はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物がフェライト中に析出しており、いずれも優れた伸び、伸びフランジ性を有していた。
【００５５】
これに対して、比較例であるＮｏ．９は、鋼組成は本発明の範囲内であるが、昇温速度が遅く、再結晶前に炭化物が析出したため、冷間圧延組織が残留し、加工性が劣化した。Ｎｏ．１０はＣが多く、従来の析出強化鋼の例であるが、組織はフェライトに８％のパーライトが含まれており、伸びフランジ性が悪かった。Ｎｏ．１１は組織をベイナイト単相としたものであり、伸びフランジ性は良好なものの伸びが低かった。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
（実施例２）
表２に示す化学成分を有する鋼を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９００℃、巻取温度５００℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚１ｍｍとした。続いて、昇温速度を５０℃／ｓｅｃで７５０〜８５０℃まで昇温した後冷却するパターンの焼鈍を行った。その後、ガス冷却し、溶融亜鉛ポットに浸漬し、溶融亜鉛めっきを行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行った。さらに、ピーク値より各元素の濃度を算出した。
【００５８】
また、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片および穴広げ試験片を採取した。引張試験片は圧延垂直方向から採取し、引張試験を行った。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格に沿って行った。めっき密着性については、めっき後密着曲げを行い、目視でめっき剥離状況を判定した。
【００５９】
表２に、製造条件、組織、析出物の大きさ、析出物の組成比、機械的性質、めっき密着性を併せて示す。
【００６０】
表２中、Ｎｏ．２１〜２３が本発明例であり、Ｎｏ．２４が比較例である。Ｎｏ．２１は、フェライト単相組織中にＴｉ、Ｍｏを含む炭化物を析出させた合金化溶融亜鉛めっき材であり、良好な伸びおよび伸びフランジ性と、良好なめっき密着性が得られた。Ｎｏ．２２は９８０ＭＰａ級で、フェライト単相組織中にＴｉ、Ｍｏを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２３は７８０ＭＰａ級で、フェライト単相組織中にＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２２，２３とも各強度に応じて優れた伸びおよび伸びフランジ性を示した。また、Ｎｏ．２２は溶融亜鉛めっき後合金化処理はしていないが、密着曲げによってもめっき剥離は生じず、めっき密着性は良好であった。Ｎｏ．２３は合金化溶融亜鉛めっきを行ったものであり、やはり同様に密着曲げによってもめっき剥離は生じず、めっき密着性は良好であった。
【００６１】
これに対して、Ｎｏ．２４はＣを多量に添加した従来の鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施した例であるが、組織がフェライト＋パーライトであり、伸びフランジ性が悪かった。また、密着曲げでめっき剥離が生じ、めっき密着性も悪いことが確認された。
【００６２】
【表２】
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【００６３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、加工性の指標である伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板を提供することができ、自動車部材の軽量化に寄与する効果が顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャート。
【図２】図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
【図１】
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【図２】
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