JP2018035399A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性のみならず伸びフランジ性に優れ、さらにＴＳの面内異方性に優れる高強度鋼板を提供する。【解決手段】成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下およびＮ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、また鋼組織を、面積率で、フェライトが２０％以上５０％以下、上部ベイナイトが５％以上４５％以下、マルテンサイトが１％以上２０％以下で、かつ体積率で、残留オーステナイトが５％以上、上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下とし、さらに鋼板の集合組織を、α−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比が３．００以下のミクロ組織とする。【選択図】なし

Description

本発明は、主に自動車の構造部材に好適な成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関し、特に、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性のみならず伸びフランジ性に優れ、さらに、ＴＳの面内異方性に優れる高強度鋼板を得ようとするものである。
近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、ＴＳを７８０ＭＰａ以上としつつも板厚は薄い高強度鋼板を、自動車構造部材に適用する動きが積極的に進められている。加えて、最近では、９８０ＭＰａ級、１１８０ＭＰａ級のＴＳを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。
しかしながら、一般的に鋼板の高強度化は成形性の低下を招くため、高強度と優れた成形性を両立させることは難しく、高強度と優れた成形性を併せ持つ鋼板が望まれていた。
また、鋼板は、鋼板の高強度化、薄肉化によって、形状凍結性が著しく低下するが、これに対応するため、プレス成形時に、離型後の形状変化を予め予測して、形状変化量を見込んだ金型を設計することが広く行われている。
しかしながら、鋼板のＴＳが大きく変化した場合、形状変化を一定の見込み量とした形状変化量は、目標とのズレが大きくなってしまい、形状不良を誘発する。そして、この形状不良となった鋼板は、プレス成形後に、一個一個の形状を板金加工する等の手直しが必要となって、量産効率を著しく低下させることとなる。そのため、鋼板のＴＳのバラツキは可能な限り小さくすることが要求されている。
上記の要求に応えるものとして、例えば特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下およびＣａ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、組織全体に対する面積比率で、フェライト相とベイナイト相の合計が４０〜７０％、マルテンサイト相が２０〜５０％、残留オーステナイト相が１０〜３０％である組織とすることにより、引張強度９００ＭＰａ以上で、かつ優れた伸び、伸びフランジ性、曲げ性を付与した高強度鋼板が開示されている。
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.５９％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：３.０％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、かつ［Ｓｉ％］＋［Ａｌ％］（［Ｘ％］は元素Ｘの質量％）が０.７％以上を満足し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成からなる鋼成分を有し、鋼板組織を、鋼板組織全体に対する面積率で、マルテンサイトの面積率を５〜７０％、残留オーステナイトの量を５〜４０％、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの面積率を５％以上とし、かつ上記マルテンサイトの面積率と、上記残留オーステナイトの面積率と、上記ベイニティックフェライトの面積率との合計を４０％以上として、上記マルテンサイトのうち２５％以上を焼戻しマルテンサイトとし、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率を１０％超５０％未満で、かつその平均粒径を８μｍ以下として、隣接するポリゴナルフェライト粒からなる一群のフェライト粒をポリゴナルフェライト粒群としたとき、その平均直径を１５μｍ以下、さらに上記残留オーステナイト中の平均Ｃ量を０.７０質量％以上である組織とすることにより、延性および伸びフランジ性に優れ、かつ引張強さが７８０〜１４００ＭＰａである高強度鋼板が開示されている。
さらに、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｐ：０％超０．１％以下、およびＳ：０％超０．０５％以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であって、該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、前記ポリゴナルフェライトの面積率ａが金属組織全体に対して１０〜５０％であり、前記ベイナイトは、隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、前記高温域生成ベイナイトの面積率が金属組織全体に対して０％超８０％以下、前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率が金属組織全体に対して０％超８０％以下を満足し、飽和磁化法で測定した残留オーステナイトの体積率が金属組織全体に対して５％以上である組織を有し、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板について、良好な延性を有すると共に、低温靭性に優れた特性を有する高強度鋼板が開示されている。
特開２０１４−１８９８６８号公報 特許第５４５４７４５号公報 特許第５７２８１１５号公報
しかしながら、特許文献１〜３に記載の高強度鋼板は、加工性のうち、伸び、伸びフランジ性および曲げ性に優れることを開示しているが、いずれもＴＳの面内異方性については考慮されていない。
本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、上部ベイナイト組織を積極的に活用し、適正量の残留オーステナイトを微細に分散させることで、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有しつつ、延性のみならず伸びフランジ性に優れ、さらにＴＳの面内異方性に優れる高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
なお、本発明において、延性すなわちＥｌ（全伸び）に優れるとは、ＴＳ×Ｅｌの値が１９０００ＭＰａ・％以上を意味する。
また、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標であるλの値が鋼板の強度に関係なく２０％以上であることを意味する。
さらに、ＴＳの面内異方性に優れるとは、ＴＳの面内異方性の指標である│ΔＴＳ│の値が５０ＭＰａ以下であることを意味する。なお、│ΔＴＳ│は次式（１）で求められる。
│ΔＴＳ│＝（ＴＳＬ−２×ＴＳＤ＋ＴＳＣ）／２・・・・（１）
ただし、ＴＳＬ、ＴＳＤおよびＴＳＣとは、それぞれ鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向から採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）の規定に準拠して、クロスヘッド速度１０ｍｍ／分で引張試験を行って測定したＴＳの値である。
発明者らは、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性のみならず伸びフランジ性に優れ、さらに、ＴＳの面内異方性に優れる高強度鋼板を開発すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
（１）成分組成を適正に調整したスラブを、加熱後、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施して熱延板を軟質化させたのち、冷間圧延し、得られた冷延板を加熱してオーステナイト単相域での１回目の焼鈍後に制御冷却を行い、フェライト変態およびパーライト変態を抑制して、２回目焼鈍前の組織をマルテンサイト単相組織、もしくはベイナイト単相組織、もしくはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織を主体とすることにより、最終焼鈍後の組織に微細な残留オーステナイトを適正量含ませることが可能である。
（２）また、フェライト＋オーステナイト二相域での２回目の焼鈍後の冷却過程で、上部ベイナイト生成温度未満まで冷却し、かつ冷却過程での冷却速度を、後段域と比較して、前段域で増大する制御を行うことにより、冷却中のフェライト変態およびパーライト変態を抑制しつつ、その後の上部ベイナイト変態の過冷度を適正に制御することができる。その結果、その後に上部ベイナイト生成温度域まで昇温することで、上部ベイナイト変態の駆動力を増大させて、上部ベイナイト組織を効果的に生成させることが可能である。
このように、２回目焼鈍前の組織をマルテンサイト単相組織、もしくはベイナイト単相組織、もしくはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織を主体とし、その後の２回目焼鈍後の冷却過程で冷却速度を適正に制御して、上部ベイナイト変態の過冷度を適正に制御することで、上部ベイナイト組織の積極的な活用を可能ならしめ、同時に、残留オーステナイトの微細分散化を図ることが可能となる。
その結果、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有しつつ、延性のみならず伸びフランジ性に優れ、さらに、ＴＳの面内異方性に優れる高強度鋼板の製造が可能となる。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１． 成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下および
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織が、面積率で、
フェライトが２０％以上５０％以下、
上部ベイナイトが５％以上４５％以下、
マルテンサイトが１％以上２０％以下であり、
体積率で、残留オーステナイトが５％以上、上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、
かつ、鋼板の集合組織が、α−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比で３．００以下のミクロ組織を有する
ことを特徴とする高強度鋼板。
２．前記１に記載の高強度鋼板に、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｖ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、
Ｓｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下、
Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、
Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下、
Ｃａ：０．０００３％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０００３％以上０．００５０％以下および
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする高強度鋼板。
３．前記１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、巻取温度を３００℃以上７００℃以下で巻き取り、酸洗処理後、そのまま、あるいは４５０℃以上８００℃以下の温度域で９００ｓ以上３６０００ｓ以下の時間保持したのち、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、ついで得られた冷延板を、Ｔ１温度以上９５０℃以下で１回目の焼鈍処理を施したのち、少なくともＴ２温度＋１００℃までを平均冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で冷却したのち、室温まで冷却し、
ついで、７４０℃以上Ｔ１温度以下の温度域まで再加熱して２回目の焼鈍処理を施し、さらに１次冷却として８℃／ｓ以上の第１平均冷却速度でＴ２温度以上Ｔ２温度＋１５０℃以下まで冷却したのち、２次冷却として３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で冷却停止温度：１５０℃以上Ｔ２温度−１０℃以下まで冷却し、その際、２回目の焼鈍処理後の平均冷却速度は、２次冷却と比較して１次冷却の方を大きくし、さらにＴ２温度−５０℃以上Ｔ２温度＋５０℃以下の再加熱温度域まで再加熱し、かつ再加熱温度は冷却停止温度＋５℃以上とし、該再加熱温度域で１０ｓ以上の時間保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
記
Ｔ１温度（℃）＝９４６−２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
Ｔ２温度（℃）＝７４０−４９０×［％Ｃ］−１００×［％Ｍｎ］−７０×［％Ｃｒ］
但し、［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含有しない成分元素については零とする。
４．前記１または２に記載の高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層を有することを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板。
本発明によれば、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性のみならず伸びフランジ性に優れ、さらに、ＴＳの面内異方性に優れる高強度鋼板を効果的に得ることができる。
従って、本発明により得られた高強度鋼板を、例えば自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、高強度鋼板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。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．０８％以上０．３５％以下］
Ｃは、鋼板の高強度化および安定した残留オーステナイト量を確保するのに必要不可欠な元素であり、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。
Ｃ量が０．０８％未満では、鋼板の強度と加工性を確保することが難しい。一方、Ｃ量が０．３５％を超えると、鋼板の脆化や遅れ破壊の懸念が生じ、また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。従って、Ｃ量は０．０８％以上０．３５％以下とする。好ましくは０．１２％以上０．３０％以下、より好ましくは０．１５％以上０．２６％以下である。
［Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下］
Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで、鋼板の延性を向上させるのに有用な元素である。また、残留オーステナイトが分解することによる炭化物の生成を抑制するのにも有効である。さらに、フェライト中で高い固溶強化能を有するため、鋼の強度向上に寄与する。また、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させて、フェライト自身の延性を高める効果がある。
こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．５０％以上含有する必要がある。一方、Ｓｉ量が２．５０％を超えると、フェライト中への固溶量の増加による加工性、靭性の劣化を招き、また赤スケール等の発生による表面性状の劣化や、溶融めっきを施す場合には、めっき付着性および密着性の劣化を引き起こす。従って、Ｓｉ量は０．５０％以上２．５０％以下とする。好ましくは０．８０％以上２．００％以下、より好ましくは１．００％以上１．８０％以下、さらに好ましくは１．２０％以上１．８０％以下である。
［Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下］
Ｍｎは、鋼板の強度確保のために有効である。また、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。同時に、Ｍｎは、冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制する作用があり、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にする。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を１．５０％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．００％を超えると、板厚方向のＭｎ偏析が顕著となって、材質安定性の低下を招く。また、鋳造性の劣化などを引き起こす。従って、Ｍｎ量は１．５０％以上３．００％以下とする。好ましくは１．５０％以上２．７０％以下、より好ましくは１．８０％以上２．４０％以下である。
［Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下］
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｐ量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を大幅に遅延させて亜鉛めっきの品質を損なう。また、粒界偏析により脆化することによって耐衝撃性を劣化させる。従って、Ｐ量は０．００１％以上０．１００％以下とする。好ましくは０．００５％以上０．０５０％以下である。
［Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下］
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、鋼中含有量は０．０２００％以下とする必要がある。一方、生産技術上の制約からは、Ｓ量を０．０００１％以上にする必要がある。従って、Ｓ量は０．０００１％以上０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下である。
［Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下］
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となるため、その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５％以上にする必要がある。従って、Ｎ量は０．０００５％以上０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００５％以上０．００７０％以下である。
本発明の高強度鋼板は、上記の基本成分に加え、必要に応じて、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭうちから選ばれる少なくとも１種の元素を、単独または複合して含有させることができる。なお、鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
［Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下］
Ａｌは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有効な元素である。また、製鋼工程で脱酸剤として添加される元素である。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が１．００％を超えると、鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。従って、Ａｌ量は０．０１％以上１．００％以下とする。好ましくは０．０３％以上０．５０％以下である。
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．１００％以下
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な析出物を形成して強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ０．００５％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ量が、それぞれ０．１００％を超えると、成形性が低下する。従って、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを添加する場合、それらの含有量はそれぞれ０．００５％以上０．１００％以下とする。
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下
Ｂは、鋼の強化に有効な元素であり、その添加効果は、０．０００１％以上で得られる。一方、Ｂは０．００５０％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイトの面積率が過大となって、著しい強度上昇による延性の低下の懸念が生じる。従って、Ｂ量は０．０００１％以上０．００５０％以下とする。好ましくは０．０００５％以上０．００３０％以下である。
Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下
ＣｒおよびＣｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Ｃｒ量およびＣｕ量は、それぞれ０．０５％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ量も、Ｃｕ量も１．００％を超えると、鋼板の成形性が低下する。従って、ＣｒおよびＣｕを添加する場合、それらの含有量はそれぞれ０．０５％以上１．００％以下とする。
Ｓｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下
ＳｂおよびＳｎは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制すると、鋼板表面におけるマルテンサイトの生成量が減少するのを防止して、鋼板の強度や材質安定性の確保に有効だからである。一方で、これらいずれの元素については、０．２０００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。従って、ＳｂおよびＳｎを添加する場合、それらの含有量は、それぞれ０．００２０％以上０．２０００％以下の範囲内とする。
Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与率を安定化させる効果があると考えられる。そのため、Ｔａを含有することが好ましい。
ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１０％以上とすることで得られる一方で、Ｔａを過剰に添加しても、析出物安定化効果が飽和する上に、合金コストが増加する。従って、Ｔａを添加する場合、その含有量は０．００１０％以上０．１０００％以下の範囲内とする。
Ｃａ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、局部延性および伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。これらの効果を得るためには、それぞれ０．０００３％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、０．００５０％を超えて過剰に添加すると、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こす。従って、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを添加する場合、それらの含有量はそれぞれ０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
次に、本発明の高強度鋼板のミクロ組織について説明する。
［フェライトの面積率：２０％以上５０％以下］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。本発明の高強度鋼板は、延性に富む軟質なフェライト中に、主として延性を担う残留オーステナイトと強度を担う上部ベイナイトとを分散させた複合組織からなる。また、十分な延性および強度と延性のバランスを確保するため、２回目の焼鈍および冷却過程に生成するフェライトの面積率を２０％以上にする必要がある。一方、強度確保のため、フェライトの面積率は５０％以下にする必要がある。
なお、本発明により得られるフェライトの平均結晶粒径は５〜８μｍ程度である。
［上部ベイナイトの面積率：５％以上４５％以下］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。
ベイナイトの生成は、未変態オーステナイト中のＣを濃化させ、加工時に高ひずみ域でＴＲＩＰ効果を発現できる残留オーステナイトを得るために必要である。また、高強度および高延性を両立するためには、残留オーステナイトの生成量を増大することが有効であり、下部ベイナイトと比較して、上部ベイナイトの方が高延性化により有利である。
以下に、ベイナイト、特に上部ベイナイトについて説明する。オーステナイトからベイナイトへの変態は、およそ１５０〜５５０℃の広い温度範囲にわたって起こり、この温度範囲内で生成するベイナイトには種々のものが存在する。従来技術では、このような種々のベイナイトを単にベイナイトと規定する場合が多かったが、本発明で目標とする加工性を得るためには、ベイナイト組織を厳密に規定する必要があることから、上部ベイナイトと下部ベイナイトに分けて規定する。
ここに、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは次のように定義する。
上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ベイニッティクフェライトの間に存在する残留オーステナイトおよび／または炭化物とからなり、ラス状のベイニティックフェライト中に規則正しく並んだ細かな炭化物が存在しないことが特徴である。一方、下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ベイニッティクフェライトの間に存在する残留オーステナイトおよび／または炭化物とからなることは、上部ベイナイトと共通するが、下部ベイナイトでは、ラス状のベイニティックフェライト中に規則正しく並んだ細かな炭化物が存在することが特徴である。
すなわち、上部ベイナイトと下部ベイナイトとは、ベイニティックフェライト中における規則正しく並んだ細かな炭化物の有無によって区別される。このようなベイニティックフェライト中における炭化物の生成状態の差異は、残留オーステナイト中へのＣの濃化、およびベイナイトの硬さに大きな影響を与える。
本発明において、上部ベイナイトの面積率が５％未満の場合は、２回目焼鈍後の保持過程において、上部ベイナイト変態によるオーステナイトへのＣ濃化が十分に進まないため、加工時に高ひずみ域でＴＲＩＰ効果を発現する残留オーステナイト量が減少する。また、２回目焼鈍後の保持過程での未変態オーステナイトの分率が上昇し、冷却後のマルテンサイトの分率が上昇するため、ＴＳは上昇するものの、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、上部ベイナイトの面積率は、鋼板組織全体に対する面積率で５％以上が必要である。一方、上部ベイナイトの面積率が４５％を超えると、延性に有利なフェライトの分率が低下するため、ＴＳは上昇するもののＥｌは減少することから、４５％以下とする。従って、上部ベイナイトは、面積率で５％以上４５％以下の範囲とする。好ましくは６％以上４０％以下、より好ましくは７％以上３５％以下の範囲である。
［マルテンサイトの面積率：１％以上２０％以下］
本発明では、鋼板の強度確保のため、面積率で１％以上のマルテンサイトを必要とする。一方、良好な延性を確保するためには、面積率でマルテンサイトを２０％以下にする必要がある。なお、より良好な延性および伸びフランジ性を確保するためには、マルテンサイトの面積率は１５％以下とすることが好ましい。
なお、フェライト、上部ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて３０００倍の倍率で３視野観察し、得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、構成相（フェライト、上部ベイナイトおよびマルテンサイト）の面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して求めることができる。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（基地組織）、マルテンサイトは白色、また上部ベイナイトは灰色の下地に一部白色の組織が混在した組織を呈している。
［残留オーステナイトの体積率：５％以上］
本発明では、良好な延性および強度と延性のバランスを確保するため、残留オーステナイトの量は体積率で５％以上にする必要がある。より良好な延性および強度と延性のバランスを確保するためには、残留オーステナイトの量は体積率で８％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは１０％以上である。なお、残留オーステナイト量の上限は体積率で２５％とすることが好ましい。
なお、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向に板厚の１/４まで研削・研磨し、Ｘ線回折強度測定により求めた。入射Ｘ線には、Ｃｏ−Ｋαを用い、フェライトの(２００)、(２１１)各面の回折強度に対するオーステナイトの(２００)、(２２０)、（３１１）各面の強度比から残留オーステナイト量を計算した。
［残留オーステナイトの平均結晶粒径：２μm以下］
残留オーステナイトの結晶粒の微細化は、鋼板の延性および材質安定性の向上に寄与する。そのため、良好な延性および材質安定性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を２μｍ以下にする必要がある。より良好な延性および材質安定性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を１．５μｍ以下とすることが好ましい。
なお、本発明では、残留オーステナイトの平均結晶粒径を、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１５０００倍の倍率で２０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各々の残留オーステナイト結晶粒の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めることができる。
また、本発明に従うミクロ組織では、上記したフェライト、上部ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外に、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のもの含まれる場合があるが、これらの割合が面積率で５％以下であれば、本発明の効果が損なわれることはない。
次に、鋼板の集合組織について説明する。
［α−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比：３．００以下］
α−ｆｉｂｅｒとは＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織であり、また、γ−ｆｉｂｅｒとは＜１１１＞軸が圧延面の法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒが強く発達し、再結晶焼鈍後もこれらの集合組織が残存するという特徴がある。
本発明において、鋼板の集合組織のα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比が３．００を超えると、鋼板の特定方向に集合組織が配向し、機械的特性の面内異方性、特にＴＳの面内異方性が大きくなる。従って、鋼板の集合組織のα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比は３．００以下とし、好ましくは２．５０以下とする。
なお、従来の一般的な製造方法で得られる高強度鋼板では、α−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比は３．００〜４．００程度であったが、本発明に従い１回目の焼鈍においてオーステナイト単相域で焼鈍を施すことによって、このインバース強度比を好適に低減することができる。
なお、α−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化した後、０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ加工変質層を完全に除去し、ついで板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて結晶方位を測定し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ ＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、α−ｆｉｂｅｒおよびγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度をそれぞれ求めることにより、算出することができる。
次に、製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、上述した所定の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、巻取温度を３００℃以上７００℃以下として巻き取り、酸洗処理後、そのまま、あるいは４５０℃以上８００℃以下の温度域で９００s以上３６０００ｓ以下の時間保持したのち、圧下率：３０％以上で冷間圧延し、ついで得られた冷延板を、Ｔ１温度以上９５０℃以下の温度域で１回目の焼鈍処理を施したのち、少なくともＴ２温度＋１００℃までを平均冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で冷却したのち、室温まで冷却する。次いで、７４０℃以上Ｔ１温度以下の温度域まで再加熱して２回目の焼鈍処理を施し、さらに１次冷却として８℃／ｓ以上の第１平均冷却速度でＴ２温度以上Ｔ２温度＋１５０℃以下まで冷却したのち、２次冷却として３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で冷却停止温度：１５０℃以上Ｔ２温度−１０℃以下まで冷却し、その際、２回目の焼鈍処理後の平均冷却速度は、２次冷却と比較して１次冷却の方を大きくし、さらにＴ２温度−５０℃以上Ｔ２温度＋５０℃以下の再加熱温度域まで再加熱し、かつ再加熱温度は冷却停止温度＋５℃以上とし、該再加熱温度域で１０ｓ以上の時間保持することにより得ることができる。
また、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、上述した高強度鋼板に、公知公用の亜鉛めっき処理を施すことにより製造することができる。
以下、各製造工程について説明する。
本発明では、前述した所定の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、巻取温度を３００℃以上７００℃以下として巻き取る。
［鋼スラブの加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下］
鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出した析出物を再溶解させる必要がある。
ここに、鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、析出物の十分な溶解が困難であって、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する必要性もある。さらに、鋳造時に生成した析出物が再溶解せず、粗大な析出物として残る場合、延性および伸びフランジ性が低下する問題も生じる。しかも、効果的に残留オーステナイトを生成できず、延性が低下する懸念がある。従って、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大してしまう。そのため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にする必要がある。
従って、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１２８０℃以下、さらに好ましくは１１５０℃以上１２５０℃以下である。
［仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下］
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にあり、また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。
一方、仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性や材質安定性が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。
従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下にする必要がある。好ましくは８２０℃以上９５０℃以下の範囲である。
なお、鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。また、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
［熱間圧延後の巻取温度：３００℃以上７００℃以下］
熱間圧延後の巻取温度が７００℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板の所望の強度および延性の確保が困難となる。一方、熱間圧延後の巻取温度が３００℃未満では、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、マルテンサイトを主体とする硬質な熱延板に冷間圧延を施すと、マルテンサイトの旧オーステナイト粒界に沿った微小な内部割れ(脆性割れ)が生じやすく、また最終焼鈍板の粒径が微細化し硬質相分率が増大するため、最終焼鈍板の延性および伸びフランジ性が低下する。従って、熱間圧延後の巻取温度を３００℃以上７００℃以下にする必要がある。好ましくは４００℃以上６５０℃以下、より好ましくは４００℃以上６００℃以下である。
なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。
上記の酸洗処理後、そのまま、あるいは４５０℃以上８００℃以下の温度域で９００ｓ以上３６０００ｓ以下の時間保持したのち、圧下率：３０％以上で冷間圧延を施し、ついでＴ１温度以上９５０℃以下の温度域で１回目の焼鈍処理を施したのち、少なくともＴ２温度＋１００℃まで平均冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で冷却したのち、室温まで冷却する。
［熱延板酸洗処理後の熱処理温度域と保持時間：４５０℃以上８００℃以下の温度域で９００ｓ以上３６０００ｓ以下の時間保持］
熱処理温度域が４５０℃未満または熱処理保持時間が９００ｓ未満の場合、熱延後の焼戻しが不十分なため、その後の冷間圧延時にフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトが混在した不均一な組織となり、かかる熱延板組織の影響を受けて、均一微細化が不十分となる。その結果、最終焼鈍板の組織において、粗大なマルテンサイトの割合が増加し、不均一な組織となって、最終焼鈍板の延性、伸びフランジ性および材質安定性（面内異方性）が低下する場合がある。
一方、熱処理保持時間が３６０００ｓ超の場合は、生産性に悪影響を及ぼす場合がある。また、熱処理温度域が８００℃を超える場合は、フェライトとマルテンサイトまたはパーライトの不均一かつ硬質化した粗大な２相組織となって、冷間圧延前に不均一な組織となり、最終焼鈍板の粗大なマルテンサイトの割合が増加して、やはり最終焼鈍板の延性、伸びフランジ性および材質安定性が低下する場合がある。
従って、熱延板酸洗処理後の熱処理温度域は４５０℃以上８００℃以下とし、保持時間は９００ｓ以上３６０００ｓ以下とする必要がある。
［冷間圧延時の圧下率：３０％以上］
冷間圧延時の圧下率が３０％に満たない場合には、引き続く焼鈍時において、オーステナイトへの逆変態の核となる粒界や転位の単位体積あたりの総数が減少し、上述した最終のミクロ組織を得ることが困難になる。そして、ミクロ組織に不均一が生じると、鋼板の延性および面内異方性は低下する。従って、冷間圧延時の圧下率は３０％以上にする必要がある。好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上である。なお、圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については、とくに限定されることなく本発明の効果を得ることができる。また、上記圧下率の上限に特に限定はないが、工業上８０％程度とするのが好ましい。
［１回目の焼鈍処理の温度域：Ｔ１温度以上９５０℃以下］
１回目の焼鈍温度域がＴ１温度未満の場合、この熱処理はフェライトとオーステナイトの２相域での熱処理になるため、最終組織にフェライトとオーステナイトの２相域で生成したフェライト（ポリゴナルフェライト）を多く含み、微細な残留オーステナイトが所望量生成されず、良好な強度と延性のバランスの確保が困難となる。一方、１回目の焼鈍温度が９５０℃を超えた場合、焼鈍中のオーステナイトの結晶粒が粗大化して、最終的に微細な残留オーステナイトが生成されずに、やはり良好な強度と延性のバランスの確保が困難となり、生産性が低下する。
なお、１回目の焼鈍処理の保持時間は、特に限定はしないが１０ｓ以上１０００ｓ以下の範囲が好ましい。
［１回目の焼鈍処理後のＴ２温度＋１００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上］
１回目の焼鈍処理後のＴ２温度＋１００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトおよびパーライトが生成されるため、２回目の焼鈍前組織において、マルテンサイト単相組織、もしくはベイナイト単相組織、もしくはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織が得られずに、最終的に微細な残留オーステナイトが所望量生成されないため、良好な強度と延性のバランスの確保が困難となる。また、鋼板の材質安定性が損なわれることにもなる。従って、１回目の焼鈍処理後のＴ２温度＋１００℃までの平均冷却速度は５℃／ｓ以上とし、好ましくは８℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上、さらに好ましくは１５℃／ｓ以上とする。なお、上記平均冷却速度の上限に特に限定は無いが、工業的に可能なのは、８０℃／ｓ程度までである。
なお、Ｔ２温度＋１００℃より低温域での平均冷却速度については特に制限はなく、室温まで冷却する。また、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。なお、その温度域での冷却方法は特に規定せず、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、空冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗は常法に従えばよい。なお、特に限定する必要はないが、室温または過時効帯までの平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、平均冷却速度が８０℃／ｓ以下であることが好ましい。
以上述べた１回目の焼鈍処理、およびその後の冷却処理を施すことで、２回目の焼鈍処理前の組織を、マルテンサイト単相組織もしくはベイナイト単相組織もしくはマルテンサイトとベイナイトが混在した組織を主体とすることにより、後述する２回目の焼鈍後の冷却、再加熱および保持過程において、上部ベイナイトを効果的に生成させることができる。これにより、微細な残留オーステナイトの適正量の確保が可能となり、良好な延性の確保が可能になる。
すなわち、上記した１回目の焼鈍処理、およびその後の冷却処理により生成される、マルテンサイト単相組織もしくはベイナイト単相組織もしくはマルテンサイトとベイナイトの混在組織は微細な組織を形成することから、その後に形成される残留オーステナイトも微細な組織となるのである。ここに、本発明により得られる残留オーステナイトの平均結晶粒径は０．１〜１．５μｍ程度である。
［２回目の焼鈍処理の温度域：７４０℃以上Ｔ１温度以下］
２回目の焼鈍温度における加熱温度が７４０℃未満の場合は、焼鈍中に十分な量のオーステナイトを確保できず、最終的に所望のマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの体積率が確保されないため、本発明で所望する強度の確保と、良好な強度と延性のバランスの確保とが困難となる。一方、２回目の焼鈍温度がＴ１温度を超えた場合は、オーステナイト単相の温度域になるため、最終的に微細な残留オーステナイトが所望量生成されずに、やはり良好な強度と延性のバランスの確保が困難となる。なお、２回目の焼鈍処理の保持時間は、特に限定はしないが、１０ｓ以上１０００ｓ以下が好ましい。
［２回目の焼鈍処理後のＴ２温度以上Ｔ２温度＋１５０℃以下までの１次冷却の第１平均冷却速度：８℃／ｓ以上］
本発明において、極めて重要な制御因子である。２回目の焼鈍処理後のＴ２温度以上Ｔ２温度＋１５０℃以下までの１次冷却の第１平均冷却速度を８℃/s以上とすることで、その後の冷却および再加熱後の保持工程で生成する上部ベイナイト変態の駆動力を上昇させることができる。ここで、２回目の焼鈍処理後のＴ２温度以上Ｔ２温度＋１５０℃以下までの１次冷却の第１平均冷却速度が８℃/ｓ未満では、冷却中にフェライトの粗大化およびパーライトの生成が生じるため、最終的に微細な残留オーステナイトが所望量生成されず、また残留オーステナイト中のＣ量も減少するため、良好な強度と延性のバランスの確保が困難となる。また、鋼板の材質安定性が損なわれることにもなる。従って、２回目の焼鈍処理後のＴ２温度以上Ｔ２温度＋１５０℃以下までの１次冷却の第１平均冷却速度は、８℃/s以上とする。好ましくは１０℃／ｓ以上、より好ましくは１５℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上である。なお、上記平均冷却速度の上限に特に限定は無いが、工業的に可能なのは、８０℃／ｓ程度までである。
［２回目の焼鈍処理後の１５０℃以上Ｔ２温度−１０℃以下までの２次冷却の第２平均冷却速度：３℃／ｓ以上］
２回目の焼鈍処理後の１５０℃以上Ｔ２温度−１０℃以下までの２次冷却の第２平均冷却速度が３℃/ｓ未満では、冷却中にフェライトの粗大化、およびベイナイトやパーライトの生成が生じるため、最終的に微細な残留オーステナイトが所望量生成されず、良好な強度と延性のバランスの確保が困難となる。また、鋼板の材質安定性が損なわれることにもなる。従って、２回目の焼鈍処理後の１５０℃以上Ｔ２温度−１０℃以下までの２次冷却の第２平均冷却速度は、３℃/s以上とする。好ましくは５℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上、さらに好ましくは１５℃／ｓ以上である。なお、上記平均冷却速度の上限に特に限定は無いが、工業的に可能なのは、８０℃/ｓ程度までである。
［２回目の焼鈍処理後の平均冷却速度：第２平均冷却速度と比較して第１平均冷却速度が大きい］
本発明において、極めて重要な制御因子である。２回目の焼鈍処理後の平均冷却速度について、第１平均冷却速度が第２平均冷却速度以下の場合、その後の冷却および再加熱後の保持工程での上部ベイナイト変態の駆動力を十分に確保することできず、所望の上部ベイナイトおよび残留オーステナイト量を確保することができない。従って、２回目の焼鈍処理後の平均冷却速度は第２平均冷却速度と比較して第１平均冷却速度が大きいこととする。なお、上記の第１平均冷却速度と第２平均冷却速度の差の上限について、特に限定は無いが、工業的に可能なのは、５０℃／ｓ以下までである。
［２回目の焼鈍処理後の冷却停止温度：１５０℃以上Ｔ２温度−１０℃以下］
本発明において、極めて重要な制御因子である。この冷却は、Ｔ２温度−１０℃以下まで冷却することで、再加熱後の保持工程で生成する上部ベイナイト変態の過冷度を上昇させるものである。ここで、２回目の焼鈍処理後の冷却停止温度の下限が１５０℃未満では、未変態オーステナイトが、この時点でほとんどすべてマルテンサイト化するために、所望の上部ベイナイトおよび残留オーステナイト量が確保できない。一方、２回目の焼鈍処理後の冷却停止温度の上限がＴ２温度−１０℃を超えると、上部ベイナイト量および残留オーステナイト量が本発明の規定量を確保できなくなる。従って、２回目の焼鈍処理後の冷却停止温度は、１５０℃以上Ｔ２温度−１０℃以下とする。
［再加熱温度：Ｔ２温度−５０℃以上Ｔ２温度＋５０℃以下］
本発明において、極めて重要な制御因子である。再加熱温度がＴ２温度＋５０℃を超えると、再加熱後の保持中にアシキュラーフェライトが優先的に生成するため、所望の上部ベイナイトおよび残留オーステナイト量の確保が困難となる。一方、Ｔ２温度−５０℃未満では、下部ベイナイトが優先的に生成するため、所望の上部ベイナイトおよび残留オーステナイト量を確保することができない。従って、再加熱温度はＴ２温度−５０℃以上Ｔ２温度＋５０℃以下とする。好ましくはＴ２温度−４０℃以上Ｔ２温度＋４０℃以下である。
［再加熱温度：（２回目の焼鈍処理後の冷却停止温度＋５℃）以上］
再加熱温度が冷却停止温度＋５℃未満では、上部ベイナイト変態の駆動力が確保できず、所望の上部ベイナイトおよび残留オーステナイト量を確保することができない。従って、再加熱温度は冷却停止温度＋５℃以上とする。なお、上記再加熱温度と冷却温度の温度差に具体的な上限は無く、再加熱温度の上限温度であるＴ２温度＋５０℃以下であれば良い。
［再加熱温度域での保持時間：１０ｓ以上］
上記再加熱温度域での保持時間が１０ｓ未満では、オーステナイトへのＣ濃化が進行する時間が不十分となって、最終的に所望の残留オーステナイトの体積率の確保が困難になる。従って、上記再加熱温度域での保持時間は１０ｓ以上とする。一方、１０００ｓを超えて滞留した場合、残留オーステナイトの体積率は増加せずに、延性の顕著な向上は確認されず飽和傾向となるため、上記再加熱温度域での保持時間は１０００ｓ以下とすることが好ましい。
保持後の冷却はとくに規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。
［亜鉛めっき処理］
溶融亜鉛めっき処理を施すときは、前記焼鈍処理を施した鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの体積率を確保できず、Ｅｌが低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。また、めっき付着量は片面あたり２０〜８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７〜１５質量％とすることが好ましい。
熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、２．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。
スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
（実施例１）
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを、表２に示した条件で加熱して熱間圧延後、酸洗処理を施し、表２に示したＮｏ．１〜１１、１３〜２６、２８、３０、３２、３３、３５〜４０、４２、４４は熱延板熱処理を施し、さらに、その中から、Ｎｏ．３２、３３、３５〜４０、４２、４４は熱延板熱処理後に酸洗処理を施した。
次いで、表２に示した条件で冷間圧延した後、表２に示した条件で２回の焼鈍処理を施し、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。
さらに、一部の高強度冷延鋼板（ＣＲ）に亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）などを得た。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４質量％または０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、また、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり７２ｇ/ｍ2または４５ｇ/ｍ2（両面めっき）とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ/ｍ2（両面めっき）とした。また、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。
なお、Ｔ１温度（℃）は、以下の式を用いて求めた。
Ｔ１温度（℃）＝９４６−２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
また、Ｔ２温度（℃）は、
Ｔ２温度（℃）＝７４０−４９０×［％Ｃ］−１００×［％Ｍｎ］−７０×［％Ｃｒ］
によって算出することができる。なお、［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含有しない成分元素については零とする。
なお、Ｔ１温度はＡｃ３点、Ｔ２温度は上部ベイナイト変態開始温度を意味する。
以上のようにして得られた高強度冷延鋼板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を供試鋼として、機械的特性を評価した。機械的特性は、以下のように引張試験および穴広げ試験を行い評価した。その結果を表３に示す。また、供試鋼である各鋼板の板厚も表３に示す。
引張試験は、引張試験片の長手が、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）およびＥｌ（全伸び）を測定した。なお、本発明で、延性すなわちＥｌに優れるとは、ＴＳ×Ｅｌの値が１９０００ＭＰａ・％以上の場合を良好と判断した。また、ＴＳの面内異方性に優れるとは、ＴＳの面内異方性の指標である│ΔＴＳ│の値が５０ＭＰａ以下の場合を良好と判断した。
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、伸びフランジ性の指標である限界穴広げ率：λの値が鋼板の強度に関係なく２０％以上の場合を良好と判断した。
また、前述した方法にしたがって、フェライト、上部ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率、残留オーステナイトの体積率と平均結晶粒径、さらには鋼板の板厚１／４位置におけるα−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めた。結果を表３に示す。
Figure 2018035399
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表３に示すように、本発明例では、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、延性と伸びフランジ性に優れ、高い強度と延性のバランスを有し、かつ、ＴＳの面内異方性にも優れている。一方、比較例では、強度、延性、伸びフランジ性、強度と延性のバランス、ＴＳの面内異方性のいずれか一つ以上が劣っている。
以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
本発明によれば、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性のみならず伸びフランジ性に優れ、さらに、ＴＳの面内異方性に優れる高強度鋼板の製造が可能になる。また、本発明の製造方法に従って得られた高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (4)

  1. 成分組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０８％以上０．３５％以下、
    Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：１．５０％以上３．００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下および
    Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    鋼組織が、面積率で、
    フェライトが２０％以上５０％以下、
    上部ベイナイトが５％以上４５％以下、
    マルテンサイトが１％以上２０％以下であり、
    体積率で、残留オーステナイトが５％以上、上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、
    かつ、鋼板の集合組織が、α−ｆｉｂｅｒに対するγ−ｆｉｂｅｒのインバース強度比で３．００以下のミクロ組織を有する
    ことを特徴とする高強度鋼板。
  2. 請求項１に記載の高強度鋼板に、さらに、質量％で、
    Ａｌ：０．０１％以上１．００％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下、
    Ｖ：０．００５％以上０．１００％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
    Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、
    Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、
    Ｓｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下、
    Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、
    Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下、
    Ｃａ：０．０００３％以上０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００３％以上０．００５０％以下および
    ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする高強度鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、巻取温度を３００℃以上７００℃以下で巻き取り、酸洗処理後、そのまま、あるいは４５０℃以上８００℃以下の温度域で９００ｓ以上３６０００ｓ以下の時間保持したのち、３０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、ついで得られた冷延板を、Ｔ１温度以上９５０℃以下で１回目の焼鈍処理を施したのち、少なくともＴ２温度＋１００℃までを平均冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で冷却したのち、室温まで冷却し、
    ついで、７４０℃以上Ｔ１温度以下の温度域まで再加熱して２回目の焼鈍処理を施し、さらに１次冷却として８℃／ｓ以上の第１平均冷却速度でＴ２温度以上Ｔ２温度＋１５０℃以下まで冷却したのち、２次冷却として３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で冷却停止温度：１５０℃以上Ｔ２温度−１０℃以下まで冷却し、その際、２回目の焼鈍処理後の平均冷却速度は、２次冷却と比較して１次冷却の方を大きくし、さらにＴ２温度−５０℃以上Ｔ２温度＋５０℃以下の再加熱温度域まで再加熱し、かつ再加熱温度は冷却停止温度＋５℃以上とし、該再加熱温度域で１０ｓ以上の時間保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
    記
    Ｔ１温度（℃）＝９４６−２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
    Ｔ２温度（℃）＝７４０−４９０×［％Ｃ］−１００×［％Ｍｎ］−７０×［％Ｃｒ］
    但し、［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含有しない成分元素については零とする。
  4. 請求項１または２に記載の高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層を有することを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板。
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