JP2014173151A - 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】プレス加工される自動車部品を対象とし，５００Ｎ／ｍｍ²クラス以上の強度を有する加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３以上、０．３５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．３％以上、４．０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０５％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、を含有して、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、結晶組織が、面積分率でマルテンサイト相を５％超、フェライト相を２０％超含有し、パーライト相が１０％未満であり、マルテンサイト相によるフェライト粒の被覆率が３０％超であることを特徴とする加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は，主としてプレス加工される自動車用鋼板を対象とし，１．０〜６．０ｍｍ程度の板厚で，加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。

近年，自動車の燃費改善対策としての車体軽量化，部品の一体成形によるコストダウンのニーズが強まり，プレス成形性に優れた熱延高強度鋼板の開発が進められてきた。従来，加工用熱延鋼板としてはフェライト・マルテンサイト組織からなるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板が知られている。以下、Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼をＤＰ鋼ともいう。Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板は，軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合組織で構成されており，著しく硬度の異なる両相の界面からボイドが発生して割れを生じるため穴拡げ性に劣る問題があり，足廻り部品等の高い穴拡げ性が要求される用途には不向きであった。これに対し，特許文献１，特許文献２ではベイナイトを主体とした組織により穴拡げ性の優れた熱延鋼板の製造方法が提案されているが，この鋼板は伸び特性に劣ることから適用部品に制約があった。

穴拡げ性と延性を両立する技術として特許文献３，特許文献４，特許文献５，特許文献６ではフェライトとベイナイトの混合組織による鋼板が提案されている。しかし、近年、自動車のさらなる軽量化指向，部品の複雑化等を背景に更に高い穴拡げ性が求められ、上記技術では対応しきれない高度な加工性，高強度化が要求されている。また、特許文献７では、第二相に焼戻しマルテンサイトを活用することで、穴拡げ性と延性および２次加工割れ性を高いレベルで満たす鋼板が提案されているが、成形性には優れるものの、足廻り部品としての特性で必要不可欠な疲労特性を高める技術の確立には至っていない。

一方でマルテンサイトの焼戻しによる軟化を利用した穴拡げ性の改善手法として、特許文献８では熱延後，連続焼鈍工程またはめっき工程でＡ１点以上の再加熱と徐冷により，一部のマルテンサイトを焼戻すことで加工性を向上させる技術について提案されている。しかし，残マルテンサイトが穴拡げ性を劣化させるため，穴拡げ性の向上には限界がある。一方、特許文献９、特許文献１０では４２０〜６５０℃の中間温度にてマルテンサイトの焼戻しを行う技術が提案されている。しかしながら、マルテンサイトが平均的に焼戻されることに加え、結晶粒の規定がないため、粗大な結晶粒においては、疲労特性の改善が望まれるのもではなかった。

特開平４−８８１２５号公報 特開平３−１８０４２６号公報 特開平６−２９３９１０号公報 特開２００２−１８０１８８号公報 特開２００２−１８０１８９号公報 特開２００２−１８０１９０号公報 特開２００５−１４６３７９号公報 特開２００３−２４７０４５号公報 特開平９−２６３８８３号公報 特開平９−２６３８８４号公報

本発明は上記した従来の問題点を解決するためになされたものであって，５００Ｎ／ｍｍ²クラス以上の熱延鋼板とその製造方法に関するもので，加工性と疲労強度に優れた高強度熱延鋼板を提供しようとするものである。

これまで、ＤＰ鋼において、各相の硬さやサイズ、相分率の最適化がすすめられ、多くの成果がみられているが、本発明者らは，ＤＰにおけるマルテンサイトの配列に着目し、加工に適したマルテンサイト相の配列について鋭意検討を重ねた。そして、その結果、マルテンサイト粒によるフェライト粒の被覆率が高くなると、伸び−穴拡げ性のバランスが著しく改善することを見出した。加えて、ＤＰの特徴である疲労特性も向上することを見出した。ここで、被覆率とは、光学顕微鏡にて２Ｄ観察を行ったときに図１に示すようにフェライト粒界の内、マルテンサイト粒によって占有されている部分の全フェライト粒界長さに対する比率を示す。すなわち、被覆率１００％はフェライト／フェライト粒界は存在せず、フェライト粒が完全にマルテンサイト粒によって囲まれていることを意味する。このような配列による材質の改善理由は明らかではないが、マルテンサイト連結性が高まることで変形に対する抵抗が高まり、強度が上昇すること、および、粒内に比べランダムな原子配列をとるフェライト粒界の性質がマルテンサイト／フェライト界面のひずみ集中を緩和し、初期のボイドサイズが小さくなる、もしくは、ボイド発生の抑制効果があるためと考えられる。この配列を制御する方法はいくつかあるが、例えば、熱延の後段圧延ミルにおける再結晶制御とラン・アウト・テーブル冷却（以下「ＲＯＴ冷却」ともいう。）、または、熱延後に行う、再加熱を用いると、被覆率を制御することが可能となることを見出し、この発明をなすに至ったのである。

本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３％以上、０．３５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．３％以上、４．０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０５％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、を含有して、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、結晶組織が、面積分率でマルテンサイト相を５％超、フェライト相を２０％超含有し、パーライト相が１０％未満であり、マルテンサイト相によるフェライト粒の被覆率が３０％超であることを特徴とする加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
ここで、マルテンサイト相によるフェライト粒の被覆率とは、全フェライト粒界長さを１００としたとき、マルテンサイト粒によって占有されているフェライト粒界部分の長さ比率を百分率で表示したものである。
（２）さらに、マルテンサイト相の面積分率が６０％未満であることを特徴とする上記（１）に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（３）さらに、鋼中に質量％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上記（１）または（２）に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（４）さらに、鋼中に質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上、０．３％以下，Ｔｉ：０．００５％以上、０．３％以下，Ｖ：０．０１％以上、０．５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（５）さらに、鋼中に質量％で、Ｂ：０．０００１％以上，０．１％以下を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（６）さらに、鋼中に質量％で、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下，Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下，Ｚｒ：０．０００５％以上、０．０１％以下，ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０１％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上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（７）さらに、結晶組織において、マルテンサイト粒の平均粒径が１μｍ超、４μｍ未満であることを特徴とする 上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（８）さらに、全マルテンサイト粒の内、マルテンサイト中のＣ濃度（ＣＭ）に対して、粒の平均硬さ（Ｈｖ）が下記の式を満たす粒の割合が６０％超であることを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の伸びと疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
Ｈｖ／（−９８２．１×ＣＭ²＋１６７６×ＣＭ＋１８９）＞０．８０ （１）
（９）さらに、鋼板の表面に、Ｆｅを１３％未満含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする上記（１）〜（８）のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（１０）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、仕上げ圧延を１０００℃以上で開始し、仕上げ圧延で圧延を実施する最終スタンド前のスタンドの圧延率を２０％超とし、最終スタンドでの圧延を、Ａｒ３変態点以上で圧延率を５％超、４０％未満の圧延を行い、圧延終了２秒未満の後、少なくとも５０℃以上の強制冷却を実施し、続けて、平均冷却速度２５℃／ｓ超にて８００℃以下まで強制冷却し、８００℃以下、６００℃超の温度から２秒超、１０秒未満の自然放冷を設けた上、再度３００℃以下まで強制冷却を行うことを特徴とする上記（１）〜（９）のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（１１）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、仕上げ圧延をＡｒ３変態点以上で完了し、冷却後、３００℃以下で巻き取った鋼板に、更に、平均加熱速度５℃／ｓ以上にて６５０℃以上まで加熱し、１０秒未満の保持後（０秒を含む）、６００℃以下まで強制冷却することを特徴とする上記（１）〜（９）のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（１２）熱延において、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、仕上げ圧延を１０００℃以上で開始し、仕上げ圧延で圧延を実施する最終スタンド前のスタンドの圧延率を２０％超とし、最終スタンドでの圧延を、Ａｒ３変態点以上で圧延率を５％超、４０％未満の圧延を行い、圧延終了２秒未満の後、少なくとも５０℃以上の強制冷却を実施し、続けて、平均冷却速度２５℃／ｓ超にて８００℃以下まで強制冷却し、８００℃以下、６００℃超の温度から２秒超、１０秒未満の自然放冷を設けた上、再度３００℃以下まで強制冷却を行うことを特徴とする上記（１１）に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
なお、本発明において、強制冷却とは「積極的にガスまたは液体、またはその混合物で冷却を行うこと」、自然放冷とは「積極的な冷却は行わない、一般に空冷で使われる現象」を意味する。

本発明によれば，加工性（伸び、穴拡げ性）と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができるので，高い加工性と疲労強度を有する高強度熱延鋼板として好適である。また，本発明の高強度熱延鋼板は車体の軽量化，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、部品としても疲労特性に優れることから、工業的価値大なるものである。

被覆率を説明するイメージ図 引張強度に対する伸びに及ぼす本発明鋼の効果を示すグラフ。 引張強度に対する穴拡げ性に及ぼす本発明鋼の効果を示すグラフ。

本発明は，ＤＰ鋼におけるマルテンサイトの配列を制御することでＤＰの特徴である高い疲労特性、および、伸びと穴拡げバランスの向上が得られるものである。組織としては、マルテンサイト相をフェライト粒界に積極的に配列させ、これによりフェライト粒の被覆率を高めたものである。製造方法としては、熱延の後段の圧延率を定めることでオーステナイトの再結晶を制御する方法と熱延で一旦ＤＰ鋼を作り込んだ上で短時間の再加熱により制御する方法がある。以下に本発明の個々の構成要件について詳細に説明する。

まず、本発明の成分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，マルテンサイトの強化のために必要な元素であり、強度確保の面で０．０３％以上は必要である。一方で、鋼の加工性に影響を及ぼす元素であり，含有量が多くなると，加工性は劣化する。特に０．３５％を超えるとマルテンサイトの強化能は飽和する上、穴拡げ性に有害な炭化物（パーライト，セメンタイト）が生成するので、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，０．１０％以下とすることが望ましい。

Ｓｉは，フェライト生成元素であり、ＲＯＴ冷却中のフェライト生成を促進させる上で欠かせない元素である。また、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。これらの作用はＡｌによって代替えも可能であるが、Ｓｉは、更に、固溶強化により材料強度確保のためにも有効な元素である。以上から、０．０１％以上の添加することが望ましく、特に０．１％以上のＡｌを添加しない場合は、０．３％以上の添加が望ましい。ただし、添加量が増加すると化成処理性が低下するほか，点溶接性も劣化するため２．０％を上限とする。

Ａｌは前述のようにＳｉと同様，有害な炭化物の生成を抑えフェライト分率を増加させ伸びを向上するために有効な元素である。特に，延性と化成処理性を両立するために必要な元素である。Ａｌは，従来より脱酸に必要な元素であり，通常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，添加量が増加すると延性向上の効果は飽和してしまうばかりか，化成処理性が低下するほか，点溶接性も劣化するため２．０％を上限し，特に化成処理の厳しい条件では，１．０％を上限とすることが望ましい。十分な脱酸のためには０．０１％以上の添加が必要である。

Ｍｎは，強度確保に必要な元素であり，最低０．３％の添加が必要である。しかし，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，これらは穴拡げ性を劣化させる。これより４．０％を上限とする。

Ｐは鋼板の強度を上げる元素であり，Ｃｕと同時添加により耐腐食性を向上する元素であるが，添加量が高いと溶接性，加工性，靭性の劣化を引き起こす元素である。これより，０．１０％以下とする。特に耐食性が問題とならない場合，加工性を重視して０．０３％以下が望ましい。Ｐを低減させるため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。

ＳはＭｎＳ等の硫化物を形成し，割れの起点となり，穴拡げ性を低減させる元素である。従って，０．０５％以下とすることが必要である。但し，０．０００５％未満に調整するためには脱硫コストが高くなるため，これを０．０００５％以上とする。

Ｎは，鋼板加工時にストレッチャーストレイン生成の原因となり、加工性を劣化させるほか、Ｔｉ，Ｎｂが添加された場合には、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの生成に寄与し、伸び、穴拡げ性を低下させるため、少ない方が良い。上記の制約から０．０１０％以下とする。脱Ｎコストの観点から，下限を０．０００５％以上とする。

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は炭化物を形成し強度の増加に有効であり，硬度の均一化に寄与して穴拡げ性を改善する。これらの結果を有効に発揮させるためには１種または２種以上を添加する必要がある。このとき、Ｔｉ，Ｎｂはともに少なくとも０．００５％の添加が必要であり、Ｖは０．０１％の添加が必要である。しかし，これらの添加が過度になると析出強化により延性が劣化するため，上限としてＴｉ，Ｎｂはともに０．３％以下とし、Ｖは０．５％とする。これらの元素は単独で添加しても効果があり，複合添加しても効果がある。

Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭは硫化物系の介在物の形状を制御し，穴拡げ性の向上に有効である。これを有効に発揮させるためには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穴拡げ性，延性を損なう。これより各々の添加量の上限を０．０１％とする。

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，この作用を得るためには０．０５％以上添加することが望ましい。但し，多量の添加は焼き入れ性を増加させ延性が低下するため，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ために必須元素である。この効果を得るためには０．０５％以上添加することが望ましい。但し，多量の添加はＣｕ同様，焼き入れ性を増加させ延性が低下するため，上限を３．０％とする。

Ｍｏはセメンタイトの生成を抑制し，穴拡げ性を向上させるのに有効な元素であり，この効果を得るためには，０．０５％以上の添加が必要である。但し，Ｍｏも焼き入れ性を高める元素であるため過剰の添加では延性が低下するため，上限を１．０％とする。

ＣｒもＶと同様，炭化物を形成し強度確保に寄与する。この効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要である，但し，Ｃｒは焼き入れ性を高める元素であるため，多量の添加により伸びを低減させる。そこで，上限を３．０％とする。

ＢはＭｎと同様、強度に寄与する元素である。この効果を得るためには０．０００１％以上の添加が必要である。但し，Ｂも焼き入れ性を高める元素であるため，多量の添加により延性が低下するため，上限を０．１％とする。

次に、本発明の鋼板の結晶組織について説明する。

一般に組織中にマルテンサイト相を導入し，Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼のように複合組織とすると強度と延性を高いレベルで両立できる。しかしながら，以前から、マルテンサイトの相分率、サイズに関わる検討は多いものの、マルテンサイトの分散状態（すなわち配列）を積極的に利用して材質改善の可能性を検討した例は少ない。そこで、研究者らがこの点に着目して鋭意研究を重ねた結果，熱延後段の圧延で再結晶制御を行う手法、または、熱延にてＤＰ組織の作り込み後、再加熱を行うことで、従来とは異なる、マルテンサイト相の配列を作りこむことが可能であり、この配列によって、鋼板の伸び、疲労特性、穴拡げ性を従来のＤＰ鋼に比較しても飛躍的に改善できる鋼板となることを見出した。

マルテンサイトはフェライトと複合組織を形成し、伸び、疲労特性を向上させることができる。本技術はこのマルテンサイトの存在状態を制御することで更に伸び、穴拡げ性、疲労特性の改善を図るものであり、面積分率で５％超のマルテンサイト相を含有する必要がある。特に、高い強度−延性を望む場合は１０％超含有することが望ましい。但し、マルテンサイト相の増加により、伸びの低下が顕著になるので、マルテンサイト面積分率の上限は６０％未満とすると好ましい。特に、伸びの要求値が高い場合は５０％未満が望ましい。組織の残部は伸び確保の観点からはフェライト相を含有する。フェライト相は高い方が良く、面積分率で２０％超必要である。特に伸びの要求が厳しいものは４０％超の含有が望ましい。また、パーライトは伸びの低下、穴拡げ性の低下が顕著であるため少ない方が良い。この劣化を最小限に抑えるためにはパーライト相の体積率は１０％未満とする。また、本発明において、フェライト、マルテンサイト、パーライトの他にベイナイト、残留オーステナイト相を含有しても効果は変わるものではない。

本発明において、最も重要な特徴のひとつがマルテンサイトの配列である。本発明においてマルテンサイトはフェライト粒を取り囲む形に配列する。この時、フェライト粒界の内、マルテンサイト粒によって占有されている部分の全フェライト粒界長さに対する比率を被覆率と定義する（図１参照）。この被覆率が３０％を超えるとマルテンサイトの連結性が高まり、伸びと穴拡げ性、疲労強度が向上する。但し、厳しい伸びフランジ加工や穴拡げ加工、曲げ加工に対しては、被覆率は５０％以上となることが望ましい。

この配列を達成するにあたってマルテンサイトのサイズは小さい方が良い。これは、粗大マルテンサイトは被覆率を高めるために相対的にマルテンサイト相分率が高くなってしまうため、伸びの低下を引き起こすためである。このため、マルテンサイトの平均粒径は４μｍ未満であると好適である。特に穴拡げ加工の多い場合や厳しい成形を強いられる場合、３μｍ未満とすることが望ましい。一方で、粒径が小さすぎると、変形に対して、マルテンサイト／マルテンサイト粒界が切断されやすく、穴拡げ性、局部延性が低下する。これを抑制するため、マルテンサイトの平均粒径は１μｍ超とする。

更に、疲労強度の観点からは、亀裂の伝播を抑制するマルテンサイト相の硬さは重要な因子である。マルテンサイトの硬さはＣ濃度によって変化することから、マルテンサイト中の平均Ｃ濃度（ＣＭ）とマルテンサイト粒の平均硬さ（Ｈｖ）を用いたとき、式（１）を満たすマルテンサイト粒が全マルテンサイト粒の６０％以下のときは、疲労限度比は低下し、ＹＲは上昇するので好ましくない。
Ｈｖ／（−９８２．１×ＣＭ²＋１６７６×ＣＭ＋１８９）＞０．８０ （１）

本発明において、組織分率の測定は精度が優れた測定方法であれば、方法は問わないが、例えば、各相の判定および分率の測定は以下のように実施した。
組織分率は正確に測定できる手法であれば、方法は問わないが、例えば、鋼板にレペラーエッチングやナイタールエッチングを行い，熱延方向断面の１／４ｔの位置の組織を光学顕微鏡もしくはＳＥＭにて観察し，各相を判定、画像解析装置等を用いて，各相の面積分率を測定する。

マルテンサイト粒の硬さの測定は基本的にビッカース測定により実施するものとする。但し、小さな粒径でビッカース硬さのできないものの場合は、ナノインデンテーションを使って測定しても構わない。その場合はビッカース硬さに換算したものを用いる。この換算に当たっては類似の硬さをもつ標準試料を用いるなど、精度良く換算値を出す必要がある。

マルテンサイト粒のＣ濃度は、正確に分解濃度が得られる条件で，精度が保証される測定方法であればどのような測定方法でも構わないが，例えば，ＦＥ−ＳＥＭ付属のＥＰＭＡを用いて，０．５μｍ以下ピッチでＣ濃度を注意深く測定することによって得ることができる。

マルテンサイトのサイズ、被覆率の測定は、板厚１／４ｔの位置で、ランダムに視野を選び、最低１０視野、５００個のマルテンサイト粒の測定によって定量化する必要がある。

次にめっき層について説明する。

耐食性が望まれる場合、本鋼板の表面にＦｅ，Ｚｎ、Ａｌおよび不可避不純物からなる亜鉛めっき層を付与することができる。このとき、めっき密着性の観点からはＦｅ量に限界があり、上限を１３％未満とする。これを超えると、めっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。

スポット溶接性や塗装性が望まれる場合には、合金化処理によってこれらの特性を高めることができる。具体的には溶融亜鉛メッキ浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。合金化処理後のＦｅ量が７％未満ではスポット溶接性が不十分となる。

また、合金化処理を行わない場合めっき層中のＦｅ量が７％未満でも、合金化により得られるスポット溶接を除く効果である耐食性と成形性や穴拡げ性は良好である。このとき、Ｆｅ量は０％を含む。

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。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、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、本発明を逸脱するものではない。

次に製造方法について説明する。

本発明の高強度熱延鋼板は第１に、本発明の成分を有する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、仕上げ圧延を１０００℃以上で開始し、仕上げ圧延で圧延を実施する最終スタンド前のスタンドの圧延率を２０％超とし、最終スタンドでの圧延を、Ａｒ３変態点以上で圧延率を５％超、４０％未満の圧延を行い、圧延終了２秒未満の後、少なくとも５０℃以上の強制冷却を実施し、続けて、平均冷却速度２５℃／ｓ超にて８００℃以下まで強制冷却し、８００℃以下、６００℃超の温度から２秒超、１０秒未満の自然放冷を設けた上、再度３００℃以下まで強制冷却を行うことにより、熱延鋼板の結晶組織が、面積分率でマルテンサイト相を５％超、フェライト相を２０％超含有し、パーライト相が１０％未満であり、マルテンサイト相によるフェライト粒の被覆率が３０％超とすることができる（以下「第１の方法」という。）。

鋳造スラブは熱延の前に、均質化や炭窒化物の溶解の必要がある。これを行う際、連続鋳造のスラブを高温のまま、または、再加熱を行ってもよい。高温に保持、または再加熱の温度が、１１００℃未満では、均質化、溶解とも不十分となり、強度の低下や加工性の低下を起こす。一方で、１３００℃を超えると、製造コスト、生産性が低下すること、また、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る。そこで、１１００℃以上とする必要があり、１３００℃未満が望ましい。

次に、仕上圧延開始温度は１０００℃以上とする。熱延の細粒化のためには、仕上げ圧延の前段で繰り返し再結晶が起こる必要がある。この温度以下では、再結晶が不十分となり最終的なマルテンサイトの細粒化が困難になる。

仕上げ圧延終了温度はＡｒ３以上とする。この温度を下回ると加工フェライトが残ることで伸びが著しく低下する。

最終スタンド前のスタンドでの圧延後、最終スタンドまでの間に再結晶率を高めることで被覆率を高めることができる。これを達成するためにはこのスタンド（最終スタンド前のスタンド）における圧延率は２０％超とする。

最終スタンドの圧延率は５％超、４０％未満とする。この圧下率は高い方がマルテンサイトの微細化に有効である。５％以下では部分再結晶により混粒組織となることで被覆率が低下する上、伸び、疲労特性も低下する。一方、４０％を超えるとマルテンサイトが規定以上に小さくなりすぎること、伸展状となりやすくなることから、穴拡げ性、延性が劣化する。なお、本発明で最終スタンドの定義は２％以上の圧延を実施しているスタンドの内、最後に位置するスタンドを意味する。例えば、最後に位置していても、そのスタンドが水切り程度の軽圧下（２％未満）の圧延しかしない場合は、その手前のスタンドを最終スタンドとする。

圧延後はしかるべく速やかに強制冷却を行う。加工から強制冷却までの間は粒成長が起こることで変態によって生成する、フェライト、マルテンサイト粒とも粗大になりやすい。また、急冷により、変態の駆動力のロスを抑えることができるため、フェライト組織が細粒となり、被覆率が高くなりやすい。この効果を得るためには、圧延後、２秒未満の間に強制冷却を開始し、少なくとも５０℃以上の温度を低下させる。このあと、熱間圧延設備の計測器帯通過時は自然放冷となるが、計測器帯通過後は続けて、平均冷却速度２５℃／ｓ超にて、８００℃以下まで強制冷却する必要がある。冷却開始までは短いほど良いが、冷却設備の配置の制約から現実的には０．０５秒以上とする。冷却速度は２５℃／ｓ以下や停止温度が８００℃を超えると変態の駆動力のロスが発生する。

８００℃以下まで強制冷却の後は、８００℃以下、６００℃超の領域にて、２秒超、１０秒未満の自然放冷を開始する。この間にフェライト生成が起こり、Ｃの拡散により、オーステナイトへのＣ濃化が起こる。このフェライトの生成により延性が向上する上、オーステナイトへ濃化したＣはその後の強制冷却によりマルテンサイトへ変化するため重要である。自然放冷開始温度が８００℃を超えると、フェライト率が十分に取れなくなる上、粒が大きくなりすぎ、最終的なマルテンサイト粒も規定のサイズを上回ってしまう。自然放冷開始温度が６００℃以下、または、自然放冷時間が２秒以下では所定のフェライト分率が得られず、マルテンサイト率も高くなる。一方で自然放冷時間が１０秒を超えるとパーライトの形成により、伸び、疲労特性が低下するうえ、マルテンサイト粒が小さくなる。パーライトの形成を抑える観点では７秒以下とすることが望ましい。

Ｃの濃化したオーステナイトをマルテンサイト変態させるためには自然放冷後に３００℃以下まで強制冷却し、巻き取る。このときの冷却速度は平均で１０℃／ｓ以上が望ましい。巻取温度が３００℃を超えるとマルテンサイトの自己焼戻しが起こり、伸びや疲労特性が低下する。

本発明の第１の方法においてさらに、自然放冷時間が３秒以上のとき、マルテンサイト相の面積分率を６０％未満とすることができる。また本発明の第１の方法でさらに、自然放冷時間が３秒以上、圧延直後から強制冷却開始までの時間が１．５秒未満、圧延直後の強制冷却量が６０℃未満、800℃までの冷却速度が３０℃／ｓ未満のすべての条件を満たすとき、マルテンサイト粒が4μm未満となり、被覆率がさらに向上する。一方で、自然放冷時間が８秒未満のとき、マルテンサイト粒は1μｍ超となる。本発明の第１の方法でさらに、巻取り温度が２００℃未満のとき、式（１）を満たすマルテンサイトの割合が６０％超となる。

本発明の高強度熱延鋼板は第２に、再加熱によっても達成できる。即ち、本発明の成分を有する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、仕上げ圧延をＡｒ３変態点以上で完了し、冷却後、３００℃以下で巻き取った鋼板に、更に、平均加熱速度５℃／ｓ以上にて６５０℃以上まで加熱し、１０秒未満の保持後（０秒を含む）、６００℃以下まで強制冷却すること（再加熱）により、熱延鋼板の結晶組織が、面積分率でマルテンサイト相を５％超、フェライト相を２０％超含有し、パーライト相が１０％未満であり、マルテンサイト相によるフェライト粒の被覆率が３０％超とすることができる（以下「第２の方法」という）。

再加熱で組織を作成する場合、熱延加熱条件、および仕上げ圧延終了温度は上述の範囲を満たすことが最低条件である。ただし、マルテンサイトの作り込みは再加熱処理中に行うため、巻き取り温度は３００℃以下とする。３００℃を超えると、再加熱処理時のマルテンサイト生成量が低下する。

再加熱条件として、平均加熱速度５℃／ｓ以上にて加熱する必要がある。これを下回ると、マルテンサイトのサイズが大きくなりやすい。

再加熱においては、加熱温度は６５０℃以上とする。６５０℃未満では熱延で作り込んだマルテンサイトのオーステナイトへの逆変態が起こらず、所定の硬さのマルテンサイトを得ることができない。また、上記の温度に到達後の保持時間は１０秒未満（０秒を含む）とする。保持時間が長くなると、マルテンサイトは粗大化・塊状化し、被覆率は低下する。強制冷却においては、１０℃ｓ／ｓ以上とすることが望ましく、６００℃以下まで強制冷却する必要がある。この温度を超えると組織の凍結ができず、同じく、粗大化・塊状化によって被覆率は低下する。伸び−穴拡げ性バランスを更に高めるには３０℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで強制冷却することが望ましい。

上記の２つの熱延再結晶制御と再加熱による配列制御は加算効果があるため、同時に実行することでより高い被覆率を得ることができる。

この冷却後、鋼板は表層へのめっき付与を目的にめっき浴への浸漬をしても、その後、６００℃以下の温度域での合金化処理を施しても本技術の効果が失われることはない。

本発明の第２の方法でさらに、再加熱保持時間が８秒未満、再加熱速度が１０℃／ｓ超の条件を満たすとき、マルテンサイト粒が4μm未満となり、被覆率が向上する。一方で再加熱後の強制冷却停止温度が５５０℃以下のとき、マルテンサイト粒が１μm超となる。本発明の第２の方法でさらに、再加熱温度が６８０℃超のとき、式（１）を満たす粒の割合は６０％以超となる。

次に本発明を実施例に基づいて説明する。

表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。符号Ａ〜Ｚが本発明に従った成分の鋼で符号ａ，ｄの鋼はＣの添加量，ｂの鋼はＭｎ，Ｐ添加量，ｃの鋼はＮｂ添加量，ｅの鋼はＳの添加量，ｆの鋼はＮ、Ｔｉ添加量、ｇはＣａが本発明の範囲外である。表２以降における鋼符号は、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１〜５において、本発明範囲から外れる数値・符号にアンダーラインを付している。

これらの鋼を表２に示す条件で熱間圧延、ＲＯＴ冷却を行った。板厚は２．６〜３．２ｍｍとし、この板はその後、酸洗し，０．５％のスキンパス圧延を行い、材質評価に供した。また、一部のスラブは表３、表４に示す条件にて、熱延および再加熱を実施した。

得られた鋼板の組織分率、および、マルテンサイト中のＣ濃度、マルテンサイトの粒径、式（１）を満たすマルテンサイト率、被覆率を表２、表３、表５に示す。これによる、機械特性、疲労特性を表２、表３、表５と図２、図３に示す。なお、疲労特性は疲労限度比（＝疲労強度／引張強度）であらわし、０．５以下を劣位とした。めっき有り材については全て請求項９のめっき特性を満たしている。

本発明の請求項１０、請求項１１の製造方法を満たすグループ（発明鋼１、２）は比較鋼に比べて優れた特性を示す。更に、請求項１２の製造方法を満たす発明鋼３は発明鋼１，２よりさらに被覆率は高まり、高い伸び、穴拡げ性を示す。一方で、本発明の範囲外の比較鋼は伸び、穴拡げ性、疲労特性とも発明鋼に比べ劣位にある。すなわち、本発明規定を満たすもののみが、優れた加工性（伸び、穴拡げ性）と疲労特性を併せ持つことができることがわかる。

なお、引っ張り試験はＪＩＳ Ｚ２２４１、穴広げ試験はＪＩＳ Ｚ２２５６に準拠した。また、疲労試験については平面曲げ試験にて行い、ＪＩＳ Ｚ２２７５に準拠した。

本発明の第１の方法においてさらに、自然放冷時間が３秒以上のとき、マルテンサイト相の面積分率を６０％未満とすることができる。また本発明の第１の方法でさらに、自然放冷時間が３秒以上、圧延直後から強制冷却開始までの時間が１．５秒未満、圧延直後の強制冷却量が６０℃以上、８００℃までの冷却速度が３０℃／ｓ以上のすべての条件を満たすとき、マルテンサイト粒が４μｍ未満となり、被覆率がさらに向上する。一方で、自然放冷時間が８秒未満のとき、マルテンサイト粒は１μｍ超となる。本発明の第１の方法でさらに、巻取り温度が２００℃未満のとき、式（１）を満たすマルテンサイトの割合が６０％超となる。

本発明の第２の方法でさらに、再加熱保持時間が８秒未満、再加熱速度が１０℃／ｓ超の条件を満たすとき、マルテンサイト粒が4μm未満となり、被覆率が向上する。一方で再加熱後の強制冷却停止温度が５５０℃以下のとき、マルテンサイト粒が１μm超となる。本発明の第２の方法でさらに、再加熱温度が６８０℃超のとき、式（１）を満たす粒の割合は６０％超となる。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３％以上、０．３５％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上、２．０％以下、
   Ｍｎ：０．３％以上、４．０％以下、
   Ｐ ：０．００１％以上、０．１０％以下、
   Ｓ ：０．０００５％以上、０．０５％以下、
   Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、
   を含有して、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、結晶組織が、面積分率でマルテンサイト相を５％超、フェライト相を２０％超含有し、パーライト相が１０％未満であり、マルテンサイト相によるフェライト粒の被覆率が３０％超であることを特徴とする加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
   ここで、マルテンサイト相によるフェライト粒の被覆率とは、全フェライト粒界長さを１００としたとき、マルテンサイト粒によって占有されているフェライト粒界部分の長さ比率を百分率で表示したものである。
2. さらに、マルテンサイト相の面積分率が６０％未満であることを特徴とする請求項１に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
3. さらに、鋼中に質量％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２に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
4. さらに、鋼中に質量％で、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．３％以下，
   Ｔｉ：０．００５％以上、０．３％以下，
   Ｖ ：０．０１％以上、０．５％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１〜３のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
5. さらに、鋼中に質量％で、
   Ｂ：０．０００１％以上，０．１％以下を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
6. さらに、鋼中に質量％で、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下，
   Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下，
   Ｚｒ：０．０００５％以上、０．０１％以下，
   ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０１％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１〜５のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
7. さらに、結晶組織において、
   マルテンサイト粒の平均粒径が１μｍ超、４μｍ未満であることを特徴とする 請求項１〜６のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
8. さらに、全マルテンサイト粒の内、マルテンサイト中のＣ濃度（ＣＭ）に対して、粒の平均硬さ（Ｈｖ）が下記の式を満たす粒の割合が６０％超であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の伸びと疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
   Ｈｖ／（−９８２．１×ＣＭ²＋１６７６×ＣＭ＋１８９）＞０．８０ （１）
9. さらに、鋼板の表面に、Ｆｅを１３％未満含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
10. 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、仕上げ圧延を１０００℃以上で開始し、仕上げ圧延で圧延を実施する最終スタンド前のスタンドの圧延率を２０％超とし、最終スタンドでの圧延を、Ａｒ３変態点以上で圧延率を５％超、４０％未満の圧延を行い、圧延終了２秒未満の後、少なくとも５０℃以上の強制冷却を実施し、続けて、平均冷却速度２５℃／ｓ超にて８００℃以下まで強制冷却し、８００℃以下、６００℃超の温度から２秒超、１０秒未満の自然放冷を設けた上、再度３００℃以下まで強制冷却を行うことを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
11. 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、仕上げ圧延をＡｒ３変態点以上で完了し、冷却後、３００℃以下で巻き取った鋼板に、更に、平均加熱速度５℃／ｓ以上にて６５０℃以上まで加熱し、１０秒未満の保持後（０秒を含む）、６００℃以下まで強制冷却することを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
12. 熱延において、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、仕上げ圧延を１０００℃以上で開始し、仕上げ圧延で圧延を実施する最終スタンド前のスタンドの圧延率を２０％超とし、最終スタンドでの圧延を、Ａｒ３変態点以上で圧延率を５％超、４０％未満の圧延を行い、圧延終了２秒未満の後、少なくとも５０℃以上の強制冷却を実施し、続けて、平均冷却速度２５℃／ｓ超にて８００℃以下まで強制冷却し、８００℃以下、６００℃超の温度から２秒超、１０秒未満の自然放冷を設けた上、再度３００℃以下まで強制冷却を行うことを特徴とする請求項１１に記載の加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。