JP5310963B2 - 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 - Google Patents

成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法に関する。
近年、自動車などに用いられる鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、衝突安全性等の向上等を目的として、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度鋼板も用いられるようになっている。この高強度鋼板は、軟鋼板と同様にプレス加工によって大量かつ安価に成形され、部材として供される。
しかしながら、近年、高強度鋼板が急速に高強度化したのに伴い、特に引張最大応力が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板において成形性が不足し、伸びフランジ加工に代表される、局所変形を伴う加工が困難であるという問題が生じた。また、鋼材に高速な引張力が作用した場合、破壊モードが延性破壊から脆性破壊になりやすい問題があった。
従来から、鋼材を強化する技術の一例として、Ｃｕを微細に析出させて硬化した高強度鋼材が知られている。特許文献１には、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｕを所定の質量％の範囲含有し、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：０．１〜３．０％のうち１種又は２種を含み、（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｃｕを０．２以上とし、残部鉄及び不可避的不純物から構成し、平均フェライト結晶粒径を３μｍ以上、フェライト面積率を６０％以上としたＣｕ析出硬化型高強度鋼材が開示されている。
また、成形性と穴拡げ性を両立させた高強度鋼板の一例として、特許文献２には、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎを所定の質量％含有し、さらに、適宜、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｍｇのうち少なくとも１種以上を含有し、かつ、フェライト相の硬度がＨｖで１５０以上、２４０以下であるとともに、鋼組織中の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％であり、引張強度６００〜８００ＭＰａを示す成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板が開示されている。
特許文献３には、疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板の一例として、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｃｕ：０．２〜２．０％、Ｂ：２〜２０ｐｐｍを含むミクロ組織が、体積率が５％以上、２５％以下の残留オーステナイト、及びフェライト、ベイナイトで構成される鋼板であり、フェライト相でのＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態及び／又は析出状態である疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板が開示されている。
特許文献４には、疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板の一例として、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｃｕ：０．２〜２．０％、Ｂ：２〜２０ｐｐｍを含むフェライト−マルテンサイト複合組織鋼板であり、フェライト相でのＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態及び／又は析出状態であることを特徴とする疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板が開示されている。
特許文献５には、耐遅れ破壊特性に優れる超高強度鋼板の一例として、重量％にて、Ｃ：０．０８〜０．３０、Ｓｉ：１．０未満、Ｍｎ：１．５〜３．０、Ｓ：０．０１０以下、Ｐ：０．０３〜０．１５、Ｃｕ：０．１０〜１．００、及び、Ｎｉ：０．１０〜４．００を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上を体積率で４０％以上含み、強度が１１８０ＭＰａ以上である超高強度鋼板が開示されている。
特許文献６には、プレス成形性と耐食性に優れた高強度鋼板の一例として、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：０．７〜２．５％、Ｐ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：１．０％以下の要件を満たし、残部が鉄及び不可避不純物であるとともに、下記式「０．４≦（１０Ｐ＋Ｓｉ）／（１０Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋０．５Ｎｉ）≦１．６」［式中の元素記号は夫々の含有量（％）を示す］の関係を満たす鋼板であり、かつ該鋼板の残留オーステナイトが３〜１０％であり、引張強度６１０〜７６０ＭＰａを示すプレス成形性及び耐食性に優れた高強度鋼板が開示されている。
特許文献７には、高張力薄鋼板の一例として、薄鋼板を、Ｃ：０．０５〜 ０．３％，Ｓｉ：２％以下，Ｍｎ：０．０５〜 ４．０％，Ｐ：０．１％以下，Ｓ：０．１％以下，Ｃｕ：０．１〜２％でかつＳｉ（％）／５以上，Ａｌ：０．１〜２％，Ｎ：０．０１％以下，Ｎｉ：Ｃｕ（％）／３以上（Ｃｕが０．５％以下の時は含まれなくてもよい）で、かつ 「Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≧０．５」，「Ｍｎ（％）＋Ｎｉ（％）≧０．５」を満足する成分組成であり、しかも体積率で５％以上の残留オーステナイトを含んだ組織を有し、引張強度６５０〜８００ＭＰａを示す高張力鋼板が開示されている。
特開２００４−１０００１８号公報 特開２００１−３５５０４４号公報 特開平１１−２７９６９０号公報 特開平１１−１９９９７３号公報 特開平０８−３１１６０１号公報 特開平０８−１９９２８８号公報 特開平０５−２７１８５７号公報
従来の高強度鋼板は、熱間圧延、酸洗及び冷間圧延を施した後、所定の条件下で連続焼鈍を施し、鋼板組織中に所定の結晶質相を所定の割合で析出させることで高強度と高い加工性の両立を図っている。
しかしながら、添加元素の含有率が低い低合金鋼では焼鈍処理時の相変態に進行が速くなるので、所定の結晶質相を所定の割合で析出させることができる操業範囲の幅が狭くなり、その結果、高強度鋼板の材質が安定せず、品質がばらつく。
また、従来の引張強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板は、加工性が不十分であり、伸びフランジ性を向上させるなど、加工性を向上させることが望まれていた。
本発明はこのような事情を考慮してなされたものであり、引張強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、伸びフランジ性を向上させて局部変形能を向上させるとともに、高速な引張が作用した場合の引張力の向上をなし得た高強度鋼板及びその製造方法の提供を課題とする。
本発明者らは、高強度鋼板において、伸びフランジ性の向上、及び高速な引張が作用した場合の引張力の向上を両立させるための鋼板組織、製造方法について鋭意検討した。その結果、鋼板中にＣｕを効率よく析出させることにより、伸びフランジ性の向上、及び高速な引張が作用した場合の引張力の向上の両立が可能であることが分かった。そして、そのような組織を形成するためには、鋼板の焼鈍中に、鋼板に歪みを与えればよいことを見出した。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を進めた結果なされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．５００％、Ｃｕ：０．１５〜２．００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板であり、前記鋼板組織が、フェライト相とマルテンサイト相を含み、ｂｃｃ鉄と非整合なＣｕ粒子の割合が、Ｃｕ粒子全体に対し１５％以上であり、フェライト相中のＣｕ粒子密度が、１．０×１０１８個／ｍ３以上であり、フェライト相中のＣｕ粒子の平均粒径が、２．０ｎｍ以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
（２）さらに質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．１５０％、及びＣａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０００１〜０．５０％の１種又は２種以上を含有する、前記（１）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
（３）前記高強度鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲の組織が、体積分率で、フェライト相：１０〜７５％、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相：５０％以下、焼戻しマルテンサイト相：５０％以下、フレッシュマルテンサイト相：１５％以下、残留オーステナイト相：２０％以下を有することを特徴とする前記（１）又は（２）の成形性に優れた高強度鋼板。
（４）前記（１）〜（３）のいずれかの高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．５００％、Ｃｕ：０．１５〜２．００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなるスラブを、直接又は一端冷却した後１０５０℃以上に加熱し、８００℃とＡｒ３変態点のうち高い方の温度を下限として圧延を施し、５００〜７００℃で巻取る熱間圧延工程と、巻取られた鋼板を５５０〜７００℃での平均加熱速度を１．０〜１０．０℃／秒として、最高加熱温度７４０〜１０００℃まで加熱し、その後、最高加熱温度〜７００℃間の平均冷却速度を１．０〜１０．０℃／秒として冷却し、かつ、最高加熱温度〜７００℃の間に、鋼板に歪を付与し、７００℃〜Ｂｓ点又は５００℃までの冷却速度を５．０〜２００．０℃／秒として冷却する焼鈍工程を有することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（６）さらに質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．１５０％、及びＣａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０００１〜０．５０％の１種又は２種以上を含有するスラブを用いることを特徴とする、前記（５）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（７）前記熱間圧延工程の後、前記焼鈍工程の前に、巻き取られた鋼板を酸洗し、その後、圧下率３５〜７５％の圧下率で圧延を施す冷間圧延工程を有することを特徴とする前記（５）又は（６）の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（８）前記焼鈍工程中の鋼板への歪の付与は、
鋼板に５〜５０ＭＰａの張力をかけつつ、最外周の引張ひずみ量が０．０００７〜０．０９１０となる範囲で、１回以上の曲げ加工を施すことにより行われる
ことを特徴とする前記（５）〜（７）のいずれかの成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（９）前記曲げ加工は、ロール径８００ｍｍ以下のロールに鋼板を押しつけることにより施すことを特徴とする前記（８）の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１０）前記（５）〜（９）のいずれかの高強度鋼板の製造方法で高強度鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１）前記（５）〜（９）のいずれかの高強度鋼板の製造方法において、Ｂｓ点又は５００℃までの冷却の後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）前記溶融亜鉛めっきを施した後に、４７０〜６５０℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする前記（１１）の成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、伸びフランジ性などの成形性に優れ、高速引張特性に優れた高強度鋼板を提供できる。また、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、伸びフランジ性などの成形性に優れ、高速引張特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板を提供できる。
はじめに、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。本発明の高強度鋼板の組織は、引張最大強度９００ＭＰa以上の強度が確保できればよく、特に限定されない。
たとえば、マルテンサイト単相組織、マルテンサイト及びベイナイトより成る複相組織、フェライト及びマルテンサイトより成る複相組織、フェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトより成る複相組織に代表される、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトを単独又は複合で含む組織のいずれであってもよい。あるいは、これらの組織にパーライト組織を含有する組織であってもよい。
高強度鋼板の組織に含まれるフェライト相は、析出強化したフェライト、加工ままの未再結晶フェライト、あるいは、転位の一部が回復したフェライトのいずれであってもよい。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、板厚の１／４を中心とした１／８〜３／８厚の範囲で、体積分率で、フェライト相：１０〜７５％、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相：５０％以下、焼戻しマルテンサイト相：５０％以下、フレッシュマルテンサイト相：１５％以下、残留オーステナイト相：２０％以下を有することが好ましい。高強度鋼板がこのような鋼板組織を有するものである場合、より優れた成形性を有する高強度鋼板となる。
ここで１／８〜３／８厚の範囲の組織としているのは、この範囲の組織は鋼板全体の組織を代表するものであると考えてよく、１／８〜３／８厚の範囲で上記のような鋼板組織であれば、鋼板全体が上記のような組織であると判断できるからである。
鋼板の組織に含まれ得る各相について説明する。
［フェライト相］
フェライト相は、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で１０〜７５％含まれていることが好ましい。フェライト相の体積分率は、延性の観点からは１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。フェライト相は軟質な組織であるため、鋼板の引張強度を十分高めるには、鋼板組織に含まれるフェライト相の体積分率を６５％以下とすることがより好ましく、５０％以下とすることがさらに好ましい。
［ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相］
ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相は、強度と延性のバランスに優れた組織であり、鋼板組織に体積分率で１０〜５０％含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相は軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相及び残留オーステナイト相の中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相の体積分率が高くなると降伏応力が高くなるので、形状凍結性の観点からは、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相の体積分率は５０％以下が好ましい。
［焼戻しマルテンサイト相］
焼戻しマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させる組織である。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイト相の体積分率は１０％以上とすることが好ましい。鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイト相の体積分率が高くなると降伏応力が高くなるので、形状凍結性の観点からは、焼戻しマルテンサイト相の体積分率は５０％以下が好ましい。
［フレッシュマルテンサイト相］
フレッシュマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させる。一方、破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させることがあるので、体積分率で１５％以下とすることが好ましい。伸びフランジ性を高めるには、フレッシュマルテンサイト相の体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることがさらに好ましい。
［残留オーステナイト相］
残留オーステナイト相は、強度及び延性を大きく向上させる。一方、破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させることがあるので、体積分率で２０％以下とすることが好ましい。伸びフランジ性を高めるには、残留オーステナイト相の体積分率を１５％以下とすることがより好ましい。強度及び延性を向上させる効果を得るには、残留オーステナイト相の体積分率が３％以上あることが好ましく、さらに好ましくは５％以上である。
［その他］
本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、パーライト及び／又は粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライト及び／又は粗大なセメンタイトが多くなると、曲げ性が劣化する。したがって、鋼板組織に含まれるパーライト及び／又は粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、たとえば、以下に示す方法により測定できる。
残留オーステナイト相の体積分率は、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、その値を体積分率とみなす。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれるフェライト相、ベイニティックフェライト相、ベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相及びフレッシュマルテンサイト相の体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、その値を体積分率とみなす。
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。
本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、Ｃｕ粒子の密度≧１．０×１０１8 個／ｍ３、Ｃｕ粒子の平均粒径２．０ｎｍ以上、Ｃｕ粒子と周囲のｂｃｃ鉄との間が非整合なＣｕ粒子が全Ｃｕ粒子中１５％以上であることが必要である。
ｂｃｃ鉄とは、結晶構造が体心立方格子であるフェライト、ベイナイト及びベイニティックフェライトの総称である。Ｃｕ粒子がｂｃｃ鉄と整合であれば強度を大きく向上させる。ｂｃｃ鉄と整合でないＣｕ粒子は、ｂｃｃ鉄における転位下部組織の発達を阻害し、これに伴って大ひずみ変形時の転位の集積が起こりにくくなり、空孔の発生が抑制され、結果として伸びフランジ成形性が向上する。
Ｃｕ粒子の密度は５．０×１０１８ 個／ｍ３以上が好ましく、１．０×１０１９個／ｍ３以上がさらに好ましい。
細かいＣｕ粒子はｂｃｃ鉄と整合性を保持しやすく、伸びフランジ性への寄与が小さいので、Ｃｕ粒子の平均粒径の下限は２．０ｎｍ以上とする。Ｃｕ粒子の平均粒径は、４．０ｎｍ以上がより好ましく、さらに好ましくは６．０ｎｍ以上である。
ｂｃｃ鉄と非整合なＣｕ粒子の個数が１５％未満では、伸びフランジ性の向上が不十分となる。したがって、Ｃｕ粒子の個数は１５％以上である必要があり、好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３５％以上とする。
Ｃｕ粒子平均粒径、整合性及び密度の評価は以下のように行うことができる。
鋼板の１／４厚からサンプルを切り出し、高分解能透過型電子顕微鏡（ＨＲＴＥＭ：Ｈｉｇｈ Ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて観察を行う。電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ−Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）によって組成を確認したＣｕ粒子において、粒径及びｂｃｃ鉄との整合性の有無を調べる。粒子のサイズは２０個以上の粒子の粒径の平均とする。また、観察した粒子の個数に占めるｂｃｃ鉄と非整合な析出物の割合を求める。
Ｃｕ粒子密度は、平均粒子径に応じて、２つの方法で測定する。平均粒径が３ｎｍ未満の場合、３次元アトムプローブ（３Ｄ−ＡＰ：３ Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ Ａｔｏｍ Ｐｒｏｂｅ）を用い、鋼板の１／４厚からサンプルを切り出し、試験する。２０個以上のＣｕ粒子が得られるまで、あるいは測定体積が５００００ｎｍ３を超えるまで試験を行い、測定体積で粒子個数を割ることで得られる。一方、平均粒径が３ｎｍ以上の場合、１００００ｎｍ２〜１μｍ２の視野においてＣｕ粒子の個数を測定し、収束電子回折法（ＣＢＥＤ：Ｃｏｎｖｅｒｇｅｎｔ−Ｂｅａｍ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）によって試験片観察部の膜厚を測定し、観察面積と掛け合わせて観察体積を求め、Ｃｕ粒子の個数を観察体積によって割ることによりＣｕ粒子密度を求める。
Ｃｕ粒子の組成、粒子径、整合性の測定手段は上記の手法に限定されるものではない。たとえば電解放射型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ：Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｉｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）などを用いて観察を行ってもよい。
次に、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、以下の説明における「％」は、「質量％」を表すものとする。
Ｃ：０．０７５〜０．３００％
Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。Ｃの含有量が０．３００％を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることが好ましく、０．２２０％以下であることがより好ましい。Ｃの含有量が０．０７５％未満であると強度が低下し、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することができない。強度を高めるため、Ｃの含有量は０．０９０％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
Ｓｉ：０．３０〜２．５０％
Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高めるために必要な元素である。Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点から、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．３０％未満では、焼鈍工程において粗大な鉄系炭化物が多量に生成し、強度及び成形性が劣化する。この観点から、Ｓｉの下限値は０．５０％以上であることが好ましく、０．７０％以上がより好ましい。
Ｍｎ：１．３０〜３．５０％
Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると溶接性も劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点から、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの含有量が１．３０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなるので、Ｍｎの含有量を１．３０％以上とする必要がある。強度を高めるため、Ｍｎの含有量は１．５０％以上であることが好ましく、１．７０％以上であることがより好ましい。
Ｐ：０．００１〜０．０３０％
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０３０％を超えると溶接部が大幅に脆化するので、Ｐの含有量は０．０３０％以下に制限する。Ｐの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮される。しかし、Ｐの含有量を０．００１％未満とすると製造コストが大幅に増加するので、０．００１％を下限値とする。
Ｓ：０．０００１〜０．０１００％
Ｓは、溶接性、並びに鋳造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。よって、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とする。ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して延性や伸びフランジ性を低下させるので、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。Ｓの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮される。しかし、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすると製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％を下限値とする。
Ａｌ：０．００５〜１．５００％
Ａｌは鉄系炭化物の生成を抑えて鋼板の強度及び成形性を高める。Ａｌの含有量が１．５００％を超えると溶接性が悪化するので、Ａｌの含有量の上限は１．５００％とする。溶接性の観点からは、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることが好ましく、０．９００％以下とすることがより好ましい。Ａｌは脱酸材としても有効な元素であるが、Ａｌの含有量が０．００５％未満では脱酸材としての効果が十分に得られないので、Ａｌの含有量の下限は０．００５％以上とする。脱酸の効果を十分に得るためには、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０００１〜０．０１００％
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性及び伸びフランジ性を劣化させるので、含有量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となるので、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になるので、含有量は少ない方がよい。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮される。しかし、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％を下限値とする。
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％
Ｏは、酸化物を形成し、延性及び伸びフランジ性を劣化させるので、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となるので、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は０．００８０％以下であることが好ましく、０．００６０％以下であることがさらに好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮される。しかし、Ｏの含有量を０．０００１％未満と製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％を下限とする。
Ｃｕ：０．１５〜２．００％
Ｃｕは、本発明における重要な元素である。Ｃｕは微細な粒子として鋼中に存在する。周辺のｂｃｃ相に対して整合あるいは半整合であるＣｕ粒子は、特に鋼板の強度を高める。周辺のｂｃｃ鉄に対して非整合であるＣｕ粒子は、特に鋼板内部における転位下部組織の発達を抑制することによって、成形性を高める。本発明においては、Ｃｕ粒子の効果を十分に得るため、Ｃｕの含有量を０．１５％以上とする必要がある。Ｃｕの含有量は０．３０％以上であることが好ましく、０．４０％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれるので、Ｃｕの含有量は２．００％以下とする。溶接性の観点からは、Ｃｕの含有量は１．８０％以下であることが好ましく、１．５０％以下であることがさらに好ましい。
本発明の高強度鋼板においては、さらに、必要に応じて、以下に示す元素を含んでいてもよい。
Ｎｉ：０．０１〜２．００％
Ｎｉは、高温域においてＣｕ添加に起因して生じる脆化を抑制するため、生産性向上を目的として積極的に添加しても構わない。この効果を得るには、Ｎｉの含有量を０．０１％以上とする必要があり、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがさらに好ましいＮｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれるので、Ｎｉの含有量は２．００％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下とする。成形性の観点からは、Ｔｉの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るにはＴｉの含有量を０．００５％以上とする必要がある。鋼板の高強度化には、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下とする。成形性の観点からは、Ｎｂの含有量を０．１００％以下であることがより好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るにはＮｂの含有量を０．００５％以上とする必要がある。鋼板の高強度化には、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
Ｖ：０．００５〜０．１５０％
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。Ｖの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、Ｖの含有量は０．１５０％以下でとする。Ｖによる強度上昇効果を十分に得るにはＶの含有量を０．００５％以上とする必要がある。
Ｂ：０．０００１〜０．０１００％
Ｂは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下するので、Ｂの含有量は０．０１００％以下とする。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｂによる高強度化を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とする必要がある。高強度化には、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
Ｍｏ：０．０１〜１．００％
Ｍｏは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下するので、Ｍｏの含有量は１．００％以下とする。Ｍｏによる高強度化を十分に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上とする必要がある。
Ｗ：０．０１〜１．００％
Ｗは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下するので、Ｗの含有量は１．００％以下とする。Ｗによる高強度化を十分に得るには、Ｗの含有量は０．０１％以上とする必要がある。
Ｃｒ：０．０１〜２．００％
Ｃｒは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下するので、Ｃｒの含有量は２．００％以下とする。Ｃｒによる高強度化を十分に得るには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上とする必要がある。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１〜０．５０００％
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加できる。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ及びＲＥＭから選択した１種又は２種以上の含有量の合計が０．５０００％を超えると、延性を損なうおそれがあるので、各元素の含有量の合計が０．５０００％以下とする。鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上とする必要がある。成形性の観点からは、各元素の含有量の合計は０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
以上、本発明の成分組成について説明したが、本発明の鋼板の特性を損なわない範囲であれば、たとえば原料に起因する不純物として、必須の添加元素以外の元素を含有しても構わない。
本発明の高強度鋼板は、表面に亜鉛めっき層や合金化した亜鉛めっき層が形成された、高強度亜鉛めっき鋼板とすることもできる。高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することにより、優れた耐食性を有する鋼板となる。また、高強度鋼板の表面に、合金化した亜鉛めっき層が形成されていることにより、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れた鋼板となる。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について以下に説明する。
本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した成分組成を有するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法には、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを用いるのが好適である。
熱間圧延工程におけるスラブ加熱温度は、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３点を下回る。その結果、フェライト及びオーステナイトの二相域圧延となるので、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織が解消されず、延性や曲げ性が劣化する。また、仕上げ圧延温度が低下すると、圧延荷重が増加し、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないので、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とするのが好ましい。
Ａｒ３点は、次の式により計算できる。
Ａｒ３（℃）＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２
＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
上式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは、各元素の含有量（質量％）である。
熱間圧延の仕上げ圧延温度は、８００℃又はＡｒ３点の高い方を下限とし、１０００℃を上限とする。仕上げ圧延温度が８００℃未満であると、仕上げ圧延時の圧延荷重が高くなり、圧延が困難となったり、圧延後に得られる熱延鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。仕上げ圧延温度がＡｒ３点未満であると、熱間圧延がフェライト相及びオーステナイト相の二相域圧延となって、熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織になる場合がある。
仕上げ圧延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温とすると、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならなくなる。したがって、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが好ましい。
圧延後の鋼板は、５００〜７００℃で巻き取る。鋼板を７００℃を超える温度で巻き取ると、鋼板表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大し、酸洗性が劣化する。酸洗性を高めるためには、巻取温度は６８０℃以下であることが好ましく、６６０℃以下であることがより好ましい。巻取温度が５００℃未満となると、熱延鋼板の強度が過度に高まり、冷間圧延が困難となる。冷間圧延の負荷の軽減の観点からは、巻取温度は５５０℃以上とすることが好ましく、６００℃以上とすることがより好ましい。
巻取り後の鋼板は、冷却速度２５℃／時以下で冷却することが好ましい。Ｃｕの析出を進めるためである。
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗処理を施す。酸洗によって、鋼板表面の酸化物の除去することが可能であり、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性を向上させる点から重要である。酸洗は、一回のみの処理でもよいし、複数回に分けて処理を施してもよい。
酸洗後の鋼板は、そのまま焼鈍工程に供しても構わないが、圧下率３５〜７５％で冷間圧延を施すことにより、板厚精度が高く優れた形状を有する鋼板が得られる。圧下率が３５％未満では、形状を平坦に保つことが困難であり、最終製品の延性が劣悪となるので、圧下率は３５％以上とする。圧下率が７５％を超えると、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率の上限は７５％とする。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については、特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
次に、得られた熱延鋼板あるいは冷延鋼板に焼鈍処理を施す。
まず、５５０〜７００℃での平均加熱速度を１．０〜１０．０℃／秒、好ましくは２．０〜５．０℃／秒とし、最高加熱温度まで加熱する。最高加熱温度は７４０〜１０００℃とする。この処理により、先の熱間圧延工程で生成したＣｕ析出物の結晶構造をｆｃｃ（面心立方格子）とする。この時点でｆｃｃとしたＣｕ析出物の一部は加熱工程でオーステナイト及び／又はフェライト中に溶け残り、その後の冷却工程においてもｆｃｃ構造を保持するので、ｂｃｃ鉄と非整合なＣｕ析出物として活用できる。
最高加熱温度が７４０℃未満では、鋼板中に粗大な鉄系炭化物が溶け残り、破壊の起点として働くので、成形性が著しく劣化する。溶け残りの鉄系炭化物を減らすため、最高加熱温度は７６０℃以上とすることが好ましい。最高加熱温度が１０００℃を超えると、Ｃｕ粒子が加熱中に溶解し、ｂｃｃ鉄と非整合なＣｕ粒子が少なくなるため、伸びフランジ性が劣化する。ｂｃｃ鉄と非整合なＣｕ粒子を多く残すため、最高加熱温度は９７０℃以下とすることが好ましく、９５０℃以下とすることがより好ましい。
続いて、最高加熱温度〜７００℃間の平均冷却速度を１．０〜１０．０℃／秒として冷却し、さらに、最高加熱温度〜７００℃の温度域において、鋼板に歪みを付与する。歪を付与する方法としては、たとえば、５〜５０ＭＰａの張力をかけつつ、最外周の引張ひずみ量が０．０００７以上０．０９１０以下となる範囲で、１回以上の曲げ加工を施す方法を用いることができる。これによって、新たに、周辺のｂｃｃ相に対して整合あるいは半整合なＣｕ析出物の核生成を進めることができる。曲げ加工を施した鋼板は、曲げ戻してもよい。
鋼板にかける張力が５ＭＰａ未満では、Ｃｕ粒子の析出が十分に促進されないことがある。Ｃｕ粒子の析出を促進し、より成形性を高めるため、張力を１０ＭＰａ以上とすることがより好ましく、１５ＭＰａ以上とすることがさらに好ましい。張力が５０ＭＰａを超えると、鋼板が塑性変形する可能性が有り、形状が保てない可能性がある。
ひずみ量が０．０００７未満では十分に核生成が進まず、成形性が劣化しやすい。成形性の観点からは、ひずみ量は０．００１０以上であることが好ましい。ひずみ量が０．０９１０を超えると形状が保てないので、ひずみ量は０．０９１０以下とするのが好ましい。鋼板の形状を保つには、ひずみ量は０．０５００以下とすることがより好ましく、０．０２５０以下とすることがさらに好ましい。
鋼板の厚さは０．６ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下が好ましい。厚さが０．６ｍｍ未満では鋼板の形状が保てないことがある。厚さが１０．０ｍｍを超えると鋼板内部の温度を制御することが困難となる。
曲げ加工は、たとえば、張力をかけつつロールに押しつけることで施すことができる。ロールの径は、十分なひずみ量を得るため、８００ｍｍ以下とすることが好ましい。また、径が５０ｍｍ未満のロールを用いると設備の保守コストが大きくなるため、ロールの径は５０ｍｍ以上とすることが好ましい。
その後、７００℃〜Ｂｓ点（ベイナイト変態開始温度）又は５００℃まで、冷却速度５．０〜２００．０℃／秒で冷却する。Ｂｓ点より下の温度では、ベイナイトあるいはベイニティックフェライトの生成が始まるので、冷却速度を遅くしてもかまわない。Ｂｓ点より高い温度であっても、５００℃以下ではフェライトはほとんど成長しないので、冷却速度を遅くしてもかまわない。Ｂｓ点は下記の式で計算することができる。
Ｂｓ（℃）＝８２０−２９０Ｃ／（１−ＶＦ）−３７Ｓｉ−９０Ｍｎ−６５Ｃｒ
−５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
上式において、ＶＦはフェライトの体積分率であり、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｓｉは、それぞれの元素の添加量（質量％）である。
なお、高強度鋼板の製造中にフェライト相の体積分率を直接測定することは困難であるので、本発明においては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率ＶＦとする。この測定は、同じ条件で鋼板を製造する場合は、最初の１回の測定の結果を用いてよく、毎回測定する必要はない。製造条件を大きく変更する場合は、改めて測定を行う。もちろん、実際に製造した鋼板のミクロ組織を観察し、次回以降の製造にフィードバックしてもかまわない。
焼鈍後の鋼板は、２５０〜５００℃において、６０〜１０００秒滞留させ、硬質組織を生成させたのち室温まで冷却する。室温まで冷却した後、形状矯正を目的として０．０５〜３．００％の冷間圧延を施しても構わない。
焼鈍後の鋼板に電気めっきを施し、めっき鋼板としてもよい。また、最高加熱温度から室温まで冷却する間、たとえば５００℃まで冷却した後や停留処理後などに亜鉛めっき浴に浸漬し溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬後、４７０〜６５０℃の範囲で合金化処理を施してもよい。さらに、Ｐ酸化物及び／又はＰを含む複合酸化物からなる皮膜を形成してもよい。
表１、表２に示すＡ〜ＡＬの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、鋳造後直ちに表３〜表５に示す条件で熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗を施した。実験例４、９、１４、１９、２５、２９、８７、９０は熱延鋼板のままとし、他の実験例は酸洗の後、表３〜表６に記載の条件による冷間圧延を施した。その後、表７〜表１０に示す条件で焼鈍を施して実験例１〜１１４の鋼板とした。
なお、実験例１０２は、Ｃｕ量の上限を上回った例であり、熱間圧延後に行う溶接性試験の結果が劣悪であったので、以降の試験を中断した。
Figure 0005310963
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加熱工程においては、５５０〜７００℃の間を表７〜表１０に記載の平均加熱速度で、表７〜表１０に記載の最高加熱温度まで加熱した。
その後、最高加熱温度から７００℃までの第１冷却工程において、表７〜表１０に記載の平均冷却速度で冷却した。最高加熱温度から７００℃までの温度域においては、表７〜表１０に記載の張力を付与しながら、実験例１〜２０では、半径６００ｍｍのロールを用い、最大引張ひずみ量が０．００２０の６回の曲げ加工を施した。同様に、実験例２１〜３９では、半径４５０ｍｍのロールを用い、最大引張ひずみ量が０．００５５の２回の曲げ加工を施し、実験例４１〜７５では、半径７３０ｍｍのロールを用い、最大引張ひずみ量が０．００１０の７回の曲げ加工を施し、実験例７６〜１１４では半径５００ｍｍのロールを用い、最大引張ひずみ量が０．００４０の５回の曲げ加工を施した。曲げ加工を施す際の鋼板の板厚は、実験例１〜２０では１．２ｍｍ、実験例２１〜３９では２．５ｍｍ、実験例４１〜７５では０．７ｍｍ、実験例７６〜１１４では２．０ｍｍとした。
７００℃から５００℃又はＢｓ点までの第２冷却工程においては表７〜表１０に記載の平均冷却速度で冷却し、その後さらに２５０〜５００℃の範囲まで冷却し、表７〜表１０に記載の時間だけ停留した後、室温まで冷却した。
室温まで冷却した後、実験例６〜２０、７０〜１１４では０．１５％の冷間圧延を施し、実験例２２では１．５０％の冷間圧延を施し、実験例２８では１．００％の冷間圧延を施し、実験例３１〜５４では０．２５％の冷間圧延を施した。
実験例２９，３３，４３，６０、６９は、焼鈍工程の後に電気めっき処理を行い、亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした例である。
実験例１３、５４、５７、６３、７５、７８は、第２冷却工程で５００℃又はＢｓ点まで冷却した後、２５０〜５００℃の範囲で停留するまでの間に亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした例である。
実験例１８、２１、８１、８４は、２５０〜５００℃の範囲で停留後に亜鉛めっき浴に浸漬してから室温まで冷却し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした例である。
実験例３、８、１４、２５、９３、９６は、第２冷却工程で５００℃又はＢｓ点まで冷却した後、２５０〜５００℃の範囲で停留するまでの間に亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに記載の温度で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした例である。
実験例３８、４８、５１、６６、７２、８７、９０は、２５０〜５００℃の範囲で停留後に亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに記載の温度で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした例である。実験例３８及び７２は、さらにめっき層の表面にＰ系複合酸化物からなる皮膜を付与した例である。
表１１〜表１４は、実験例１〜１１４の鋼板の１／８厚から３／８厚の範囲におけるミクロ組織の分率を測定した結果である。ミクロ組織分率のうち、残留オーステナイト（残留γ）量はＸ線回折によって測定し、他は、圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：field emission scanning electron microscope）を用いて観察して求めた。
Figure 0005310963
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表１５〜表１８はＣｕ析出物の観察結果である。
鋼板の１／４厚から切り出したサンプルについて、高分解能透過型電子顕微鏡（ＨＲＴＥＭ）を用いてＣｕ析出物の観察を行った。電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）によって組成を確認したＣｕ粒子において、粒径及びｂｃｃ鉄との整合性の有無を調べた。粒子のサイズは２５個の粒子の粒径の平均とした。また、観察した粒子の個数に占めるｂｃｃ鉄と非整合な析出物の割合を求めた。
今回の実験例では、析出物の平均サイズが３ｎｍ以下の試験片は無かったため、平均粒径が３ｎｍ以上の場合として、１００００ｎｍ２〜１μｍ２の視野においてＣｕ粒子の個数を測定し、収束電子回折法（ＣＢＥＤ）によって試験片観察部の膜厚を測定し、観察面積と掛け合わせて観察体積を求め、Ｃｕ粒子の個数を観察体積によって割ることによりＣｕ粒子密度を求めた。
Figure 0005310963
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表１９〜表２２は、実験例１〜１１４の鋼板の特性評価結果である。実験例１〜１１４の鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、降伏強度（YS）、引張強度（TS）、全伸び（EL）、穴拡げ率（λ）を測定した。
Figure 0005310963
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実験例５は、熱間圧延の完了温度が低い例であり、ミクロ組織が一方向に伸長した不均質なものとなるので、延性、伸びフランジ性が劣位である。
実験例１０は、巻取り後の冷却速度が高く、熱間圧延工程でのＣｕ粒子の析出が不十分であり、ｂｃｃ鉄と非整合なＣｕ粒子の割合が少なく、伸びフランジ性が劣位である。
実験例１５は、加熱速度が大きく、Ｃｕ粒子の成長が不十分であり、ｂｃｃ鉄と非整合なＣｕ粒子の割合が少なく、伸びフランジ性が劣位である。
実験例２０は、焼鈍工程における最高加熱温度が低い例であり、破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物を多数含むので、延性、伸びフランジ性が劣位である。
実験例２３は、焼鈍工程における最高加熱温度が高い例であり、Ｃｕ粒子が加熱中に一度固溶し、ｂｃｃ鉄と非整合なＣｕ粒子が少ないので、伸びフランジ性が劣位である。
実験例３０は、第１冷却工程の平均冷却速度が高い例であり、Ｃｕ粒子の析出が不十分であり、かつ、軟質組織の成長が不十分であるため、延性及び伸びフランジ性が劣位である。
実験例３４は、第１冷却工程の平均冷却速度が低い例であり、粗大な鉄系炭化物が生成し、伸びフランジ性が劣位である。
実験例３５は、第１冷却工程における張力が無い例であり、Ｃｕの析出が不十分で、伸びフランジ性が劣位である。
実験例３９は、第２冷却工程における冷却速度が低く、粗大な鉄系炭化物が生成し、伸びフランジ性が劣位である。
実験例４０は、第１冷却工程における曲げ加工を施さない例であり、Ｃｕの析出が不十分で、伸びフランジ性が劣位である。
実験例４４は、２５０〜５００℃での停留時間が長く、過剰に鉄系炭化物が生成し、伸びフランジ性が劣位である。
実験例４５は、２５０〜５００℃での停留時間が短く、マルテンサイトが過剰に生成し、伸びフランジ性が劣位である。
実験例９７〜１００は、成分組成が所定の範囲を逸脱した例であり、いずれも十分な特性が得られていない。
実験例１０１は、Ｃｕ量の下限を下回った例であり、Ｃｕ粒子密度が低く、伸びフランジ性が劣位である。

Claims (12)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０７５〜０．３００％、
    Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、
    Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、
    Ｐ ：０．００１〜０．０３０％、
    Ｓ ：０．０００１〜０．０１００％、
    Ａｌ：０．００５〜１．５００％、
    Ｃｕ：０．１５〜２．００％、
    Ｎ ：０．０００１〜０．０１００％、
    Ｏ ：０．０００１〜０．０１００％
    を含有し、
    残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板であり、
    前記鋼板組織が、フェライト相とマルテンサイト相を含み、
    ｂｃｃ鉄と非整合なＣｕ粒子の割合が、Ｃｕ粒子全体に対し１５％以上であり、
    フェライト相中のＣｕ粒子密度が、１．０×１０１８個／ｍ３以上であり、
    フェライト相中のＣｕ粒子の平均粒径が、２．０ｎｍ以上である
    ことを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
  2. さらに質量％で、
    Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、
    Ｂ ：０．０００１〜０．０１００％、
    Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
    Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
    Ｗ ：０．０１〜１．００％、
    Ｖ ：０．００５〜０．１５０％、及び
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０００１〜０．５０％
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  3. 前記高強度鋼板の１／８厚〜３／８厚の範囲の組織が、体積分率で、
    フェライト相：１０〜７５％、
    ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相：５０％以下、
    焼戻しマルテンサイト相：５０％以下、
    フレッシュマルテンサイト相：１５％以下、
    残留オーステナイト相：２０％以下
    を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  5. 質量％で、
    Ｃ ：０．０７５〜０．３００％、
    Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、
    Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、
    Ｐ ：０．００１〜０．０３０％、
    Ｓ ：０．０００１〜０．０１００％、
    Ａｌ：０．００５〜１．５００％、
    Ｃｕ：０．１５〜２．００％、
    Ｎ ：０．０００１〜０．０１００％、
    Ｏ ：０．０００１〜０．０１００％
    を含有し、
    残部が鉄及び不可避的不純物からなるスラブを、直接又は一端冷却した後１０５０℃以上に加熱し、８００℃とＡｒ３変態点のうち高い方の温度を下限として圧延を施し、５００〜７００℃で巻取る熱間圧延工程と、
    巻取られた鋼板を５５０〜７００℃での平均加熱速度を１．０〜１０．０℃／秒として、最高加熱温度７４０〜１０００℃まで加熱し、その後、最高加熱温度〜７００℃間の平均冷却速度を１．０〜１０．０℃／秒として冷却し、かつ、最高加熱温度〜７００℃の間に、鋼板に歪を付与し、７００℃〜Ｂｓ点又は５００℃までの冷却速度を５．０〜２００．０℃／秒として冷却する焼鈍工程
    を有することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  6. さらに質量％で、
    Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、
    Ｂ ：０．０００１〜０．０１００％、
    Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
    Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
    Ｗ ：０．０１〜１．００％、
    Ｖ ：０．００５〜０．１５０％、及び
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０００１〜０．５０％
    の１種又は２種以上を含有するスラブを用いることを特徴とする、請求項５に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記熱間圧延工程の後、前記焼鈍工程の前に、
    巻き取られた鋼板を酸洗し、その後、圧下率３５〜７５％の圧下率で圧延を施す冷間圧延工程
    を有することを特徴とする請求項５又は６に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記焼鈍工程中の鋼板への歪の付与は、
    鋼板に５〜５０ＭＰａの張力をかけつつ、最外周の引張ひずみ量が０．０００７〜０．０９１０となる範囲で、１回以上の曲げ加工を施すことにより行われる
    ことを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記曲げ加工は、ロール径８００ｍｍ以下のロールに鋼板を押しつけることにより施すことを特徴とする請求項８に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  10. 請求項５〜９のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法で高強度鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 請求項５〜９のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法において、Ｂｓ点又は５００℃までの冷却の後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 前記溶融亜鉛めっきを施した後に、４７０〜６５０℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする請求項１１に記載の成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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