JP6324512B2 - 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用骨格部材の使途に有用な、引張強さ（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた曲げ性を兼ね備えた高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法に関する。

近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ_２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。一方、一般に鋼板の高強度化にともない鋼板の延性や曲げ性は悪化する傾向にあり、この悪化は、自動車部材への成形時に破断やクラック発生といった不具合を発生させる。そのため、自動車部品等を軽量化するうえで、高強度に加え良好な延性や曲げ性を兼ね備えた冷延鋼板とすることが求められる。

高強度と良好な延性や曲げ性とを兼ね備えた冷延鋼板の開発が必須であり、これまでにも鋼組織の構成や表層部の硬度に着目した提案がなされている。

例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、鋼板表層部のフェライト面積率を内部より高くすることで曲げ加工時に表層部に掛かる引張・圧縮応力を緩和して曲げ性を改善する技術が開示されている。

特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５０％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．５０％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．０％以上８．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．０％以下、およびＮ：０．０１％以下を含有し、面積率で１０％以上４０％以下のオーステナイトを含有することで、高強度で延性および衝撃特性が改善された鋼材が開示されている。

特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．３００％、Ｓｉ：０．３０〜２．５０％、Ｍｎ：１．３０〜３．５０％、Ｐ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．５００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％を含有する高強度亜鉛めっき鋼板の板厚方向の硬度分布を制御することで、曲げ性が改善された高強度亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特開２０１３−２４９５０２号公報 特開２０１４−２５０９１号公報 国際公開番号ＷＯ２０１３／０１８７３９号公報

特許文献１で提案された技術では、特許文献１の実施例の図１に示される通り、フェライト粒径が大きく、かつフェライト粒径のばらつきが大きいため、曲げ加工でひずみが局在化される場合がある。この場合には引張応力の緩和作用が十分でなく、亀裂発生に至るケースがある。

特許文献２で提案された技術はオーステナイト相を活用するものであり、表層からの脱炭や板厚方向に対する熱履歴の変化などの影響により、曲げ加工で重要となる鋼板表層まで安定的にオーステナイト相を生成させることは極めて困難である。したがって、特許文献２に記載の技術により曲げ性を改善することは困難である。

特許文献３で提案された技術も特許文献１と同様に、曲げ加工時にひずみが局所的に集中したときに亀裂に至る場合がある。

本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、引張強さ（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた曲げ性を兼ね備えた高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法を提供することにある。

良好な曲げ性を有しつつ、冷延鋼板を高強度化できる構成について鋭意検討した結果、曲げ加工部の鋼板表面に亀裂が発生した部位には、局所的に大きなひずみが与えられていることがわかった。この知見から、曲げ加工時のひずみを曲げ加工部全体に均一に分散させることができれば、安定して不具合を除去できる可能性があると考え、ひずみの分散方法について研究を重ねた。その結果、均一伸びを所望以上に確保したうえで、加工硬化指数が一定以上であれば、本発明の課題を解決できることが判明した。これは、ひずみが導入された部分が加工硬化することで、ひずみが導入されていない部分へ逐次的にひずみが導入されるためである。次に、均一伸びと加工硬化指数を上昇させる構成について検討したところ、微細かつ整粒なフェライト相のフェライト粒の周りに均一に微細なマルテンサイト粒が分散される傾向にある鋼組織とすることで、軟質で延性に富むフェライト相の延性および加工硬化を最大限活用できることを見出した。本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。

［１］質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．１７％以下、Ｓｉ：０．３％未満、Ｍｎ：２．２％以上３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｍｏ：０．０７％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上０．４％以下を含有し、下記（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト相の面積率が３０％以上７０％以下、マルテンサイト相の面積率が３０％以上７０％以下であり、フェライト粒の平均粒径が３．５μｍ以下、フェライト粒の粒径の標準偏差が１．５μｍ以下、フェライト粒の平均アスペクト比が１．８以下、マルテンサイト粒の平均粒径が３．０μｍ以下、マルテンサイト粒の平均アスペクト比が２．５以下であり、連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さが下記（２）式を満たすマルテンサイト粒の面積率の合計がマルテンサイト相の面積率の１０％以下である鋼組織と、を有し、引張強さが９８０ＭＰａである高強度冷延鋼板。
０．０５［％Ｃ］−２．６［％Ｓｉ］＋１．２［％Ｍｎ］＋２．６［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］≧３．１５ （１）
（１）式における、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｍｏ］および［％Ｃｒ］はそれぞれ質量％でのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＭｏおよびＣｒ含有量を表す。
Ｌ１≧０．２×Ｌ２ （２）
（２）式における、Ｌ１は連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さを表し、Ｌ２は連結するマルテンサイト粒のうち粒径の大きいマルテンサイト粒の周長を表す。

［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０８％以下の１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度冷延鋼板。

［３］［１］または［２］に記載の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板上に、質量％で、Ｆｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ及びＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０％以上３．５％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる成分組成のめっき層と、有する高強度めっき鋼板。

［４］［３］に記載の高強度めっき鋼板の前記めっき層が、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である高強度めっき鋼板。

［５］［１］又は［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、１０５０℃以上１３００℃以下に加熱し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、５００℃以上７００℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後の冷延板を１００℃から８２５℃以上の最高到達温度までの平均加熱速度が１．５℃／ｓ以上の条件で加熱し、最高到達温度まで加熱された冷延板を５６０℃までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以上の条件で冷却し、２００℃以上５２０℃以下の温度域に滞留される時間を３０秒以上とする第一焼鈍工程と、前記第一焼鈍工程後の焼鈍板を７２０℃以上８２０℃以下の最高到達温度まで加熱し、最高到達温度まで加熱された焼鈍板を５６０℃までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以上の条件で冷却し、２００℃以上５００℃以下の温度域に滞留される時間を７５秒以下とする第二焼鈍工程と、を有する高強度冷延鋼板の製造方法。

［６］［５］に記載の製造方法で製造された高強度冷延鋼板上に、質量％で、Ｆｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらにＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ及びＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０％以上３．５％以下を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を形成するめっき工程を有する高強度めっき鋼板の製造方法。

［７］前記めっき層が溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である［６］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。

本発明によると、自動車の構造部材等の使途に好適であり、良好な延性および曲げ性を有する高強度冷延鋼板や高強度めっき鋼板が得られる。本発明は自動車部品の軽量化やその信頼性を向上させる。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

＜高強度冷延鋼板＞
成分組成
本発明の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．１７％以下、Ｓｉ：０．３％未満、Ｍｎ：２．２％以上３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｍｏ：０．０７％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上０．４％以下を含有する。以下の各成分の説明において「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０７％以上０．１７％以下
Ｃはマルテンサイトを硬化させ、実質的に鋼板の高強度化に寄与する元素である。本発明で求める引張強さ：９８０ＭＰａ以上を得るには、Ｃ含有量は０．０７％以上にする必要がある。一方で、Ｃ含有量が０．１７％を超えると、マルテンサイト相の面積率が過度に増大してしまい、フェライト相の加工硬化を活用することができなくなり、延性および曲げ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０７％以上０．１７％以下とする。下限について望ましいＣ含有量は０．０８％以上であり、上限について望ましいＣ含有量は０．１５％以下である。

Ｓｉ：０．３％未満
Ｓｉはフェライト相を生成させやすくする元素である。Ｓｉ含有量が過剰になると、焼鈍中に粗大なフェライト粒が残存し、微細かつ整粒なフェライト相が得られなくなり、曲げ性が低下する。そのため、本発明ではＳｉ含有量を０．３％未満とする必要がある。望ましいＳｉ含有量は０．２５％以下である。下限は特に定めないが、０．０１％のＳｉは不可避的に鋼中に混入する場合がある。

Ｍｎ：２．２％以上３．０％以下
Ｍｎは、焼鈍中の鋼組織に含まれる粗大なフェライト粒を除去し、焼入性を高めて滞留過程で微細フェライト粒を生成させるために有効な元素である。一方で、過度に含有させると冷却および保持過程でフェライト相生成が阻害され、延性および曲げ性が低下する。以上の観点から、Ｍｎ含有量は２．２％以上３．０％以下とした。下限について好ましいＭｎ含有量は２．３％以上であり、上限について好ましいＭｎ含有量は２．８％以下である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、粒界に偏析することで曲げ加工時に粒界割れの要因となるため、Ｐ含有量は極力低減することが好ましい。本発明ではＰ含有量が０．０３％以下まで許容できる。好ましいＰ含有量は０．０２％以下である。Ｐ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００１％は不可避的に混入する場合がある。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は、圧延により楔状に伸展した介在物となり、曲げ性に著しい悪影響をもたらす。したがって、本発明では、Ｓ含有量を極力低減することが好ましく、０．００５％以下とする。好ましいＳ含有量は０．００３％以下である。Ｓ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００１％は不可避的に混入する場合がある。

Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Ａｌ含有量が０．０２％以上であることが好ましい。一方で、Ａｌ含有量が０．０８％を超えるとアルミナなどの介在物の影響により曲げ性への悪影響が顕在化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０７％以下である。

Ｎ：０．００６０％以下
耐時効性に対し、Ｎは悪影響をもたらす。Ｎ含有量が０．００６０％を上回ると、延性および曲げ性への経時劣化の影響が無視できなくなる。このため、Ｎ含有量上限は０．００６０％とした。好ましいＮ含有量は０．００５０％以下である。

Ｍｏ：０．０７％以上０．５０％以下
ＭｏはＭｎと同様、焼入性を高め微細かつ整粒なフェライト相を生成させるために有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ含有量が少なくとも０．０７％である必要がある。一方で、Ｍｏ含有量が０．５０％を上回るとマルテンサイト相の面積率が本発明で求める範囲から逸脱するため、延性および曲げ性が低下する。以上から、Ｍｏ含有量は０．０７％以上０．５０％以下とした。下限について好ましいＭｏ含有量は０．０７％以上であり、上限について好ましいＭｏ含有量は０．３０％以下である。

Ｃｒ：０．００１％以上０．４％以下
ＣｒもＭｎおよびＭｏと同様に焼入性を高める効果がある元素である。この効果を得るには、Ｃｒ含有量が少なくとも０．００１％である必要がある。一方で、Ｃｒ含有量が０．４％を超えると鋼板の表面特性に悪影響をもたらし、化成処理性やめっき品質が低下する。そこで、Ｃｒ含有量は０．００１％以上０．４％以下とした。下限について好ましいＣｒ含有量は０．００５％以上であり、上限について好ましいＣｒ含有量は０．３％以下である。

また、本発明の成分組成は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｍｏ含有量およびＣｒ含有量が下記（１）式を満たす。
０．０５［％Ｃ］−２．６［％Ｓｉ］＋１．２［％Ｍｎ］＋２．６［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］≧３．１５ （１）
（１）式における、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｍｏ］および［％Ｃｒ］はそれぞれ質量％でのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＭｏおよびＣｒ含有量を表す。

本発明で微細かつ整粒なフェライト相を得るには、焼鈍中に粗大フェライト粒を除去し、焼鈍後の冷却でのフェライト変態を抑制するための焼入性を確保する必要がある。上記の観点から、各元素の効果を調査した結果から、（１）式の各元素の係数を求めた。（１）式左辺が３．１５を下回る場合には粗大フェライト粒残存、もしくは焼入性不足による高温でのフェライト粒成長により微細かつ整粒なフェライト相が得られなくなる。一方、（１）式左辺が４．３０を上回るとフェライト相が得られにくくなる場合があるため、（１）式左辺は４．３０以下とすることが望ましい。

以上が、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成の必須成分である。上記成分組成は任意成分としてＶ、Ｔｉ及びＮｂから選ばれる少なくとも１種を任意成分として含んでもよい。

Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０８％以下の１種または２種以上
上記の元素は主に析出物として微細に分散するため、鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方で、これらの元素を過度に含有させた場合は、スラブ加熱時に溶解せず粗大な炭化物として残存する。粗大な炭化物は曲げ性に悪影響をもたらす。以上の観点から、Ｖ含有量は０．００１％以上０．３％以下、Ｔｉ含有量は０．００１％以上０．１％以下、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．０８％以下とした。

上記必須成分及び任意成分以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物には、製造中に不可避的に混入する成分以外に、所望の特性付与のために本発明の効果を害さない範囲で添加する成分も含む。また、上記任意成分の含有量が上記下限値未満の場合には、上記任意成分は不可避的不純物として含まれるとする。

鋼組織
本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織は、フェライト相の面積率が３０％以上７０％以下、マルテンサイト相の面積率が３０％以上７０％以下であり、フェライト粒の平均粒径（フェライト平均粒径という場合がある。）が３．５μｍ以下、フェライト粒の粒径の標準偏差が１．５μｍ以下、フェライト粒の平均アスペクト比が１．８以下、マルテンサイト粒の平均粒径（マルテンサイト平均粒径）が３．０μｍ以下、マルテンサイト粒の平均アスペクト比が２．５以下であり、連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さが（２）式を満たすマルテンサイト粒の面積率の合計がマルテンサイト相の面積率（全マルテンサイト粒の合計面積率）の１０％以下である。

フェライト相：３０％以上７０％以下、マルテンサイト相：３０％以上７０％以下
本発明では、フェライト相とマルテンサイト相との複合組織によってフェライト相の加工硬化上昇を実現している。この複合組織においては、フェライト相のフェライト粒の周囲にマルテンサイト粒が存在する傾向にある。この傾向にある鋼組織となることで、フェライト相を加工硬化させることができる。フェライト相およびマルテンサイト相のいずれかの組織の面積率が過度に大きくなると目的の組織が得られなくなる。この観点から、フェライト相の面積率が３０％以上７０％以下、マルテンサイト相の面積率が３０％以上７０％以下とする。下限について、好ましいフェライト相の面積率が３５％以上であり、上限について好ましいフェライト相の面積率は６５％以下である。また、下限について好ましいマルテンサイト相の面積率が３５％以上であり、上限について好ましいマルテンサイト相の面積率は６５％以下である。

フェライト平均粒径が３．５μｍ以下、フェライト粒径の標準偏差：１．５μｍ以下、フェライト粒の平均アスペクト比：１．８以下
フェライト粒が粗大もしくは混粒した状態であると、全てのフェライト粒が均一に加工硬化されなくなる。さらに、フェライト粒が伸展した形状であっても加工硬化挙動に悪影響をもたらすため、加工硬化指数が高い鋼組織を得るには、微細で粒径にばらつきがない等軸のフェライト粒とする必要がある。そのため、フェライト粒の平均粒径が３．５μｍ以下、かつフェライト粒径の標準偏差およびフェライト粒の平均アスペクト比がそれぞれ１．５μｍ以下および１．８以下とした。好ましくは、フェライト粒の平均粒径が３．０μｍ以下、かつフェライト粒径の標準偏差およびフェライト粒の平均アスペクト比がそれぞれ１．０μｍ以下および１．５以下である。本発明で定義する混粒とは、平均アスペクト比が１．８より大きくフェライト粒径にばらつきがある（フェライト粒径の標準偏差が１．５μｍ超え）結晶粒群を指す。また、整粒は上記平均アスペクト比が１．８以下、標準偏差が１．５μｍ以下であることを指す。

マルテンサイト平均粒径が３．０μｍ以下、マルテンサイト粒の平均アスペクト比が２．５以下、連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さが下記（２）式を満たすマルテンサイト粒の合計面積率のマルテンサイト相の面積率に対する割合：１０％以下
上記の通り、多くのフェライト粒がマルテンサイト粒と接触した状態にすることでフェライト相の高い加工硬化を得ることができる。そのため、存在するマルテンサイト粒が粗大であった場合は、マルテンサイト粒の分布が局在化するため、所望の組織が得られない。また、微細なマルテンサイト粒が分散したマルテンサイト相としてもマルテンサイト粒同士が連結した状態であると加工硬化が低下する。そのため、微細なマルテンサイトであるためにマルテンサイト粒の平均粒径を３．０μｍ以下に限定する。また、マルテンサイト粒同士が連結した状態にほとんどならないことを特定するために、連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さが下記（２）式を満たすマルテンサイト粒の合計面積率のマルテンサイト相の面積率に対する割合を１０％以下、マルテンサイト粒の平均アスペクト比を２．５以下とする。好ましくは、上記平均粒径が２．５μｍ以下、上記割合が５％以下、上記平均アスペクト比が２．０以下である。
Ｌ１≧０．２×Ｌ２ （２）
（２）式における、Ｌ１は連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さを表し、Ｌ２は連結するマルテンサイト粒のうち粒径の大きいマルテンサイト粒の周長を表す。

ここで、各相の面積率、平均粒径、標準偏差、平均アスペクト比、上記（２）式を満たすマルテンサイト粒の合計面積率のマルテンサイト相の面積率に対する割合は以下の方法で導出する。

先ず、長さが約１０００ｍの冷延鋼板から、コイル長手方向に５０ｍ間隔で２０個のサンプルを幅方向中央位置から採取する。次いで、各サンプルの観察視野数は１０として、各視野で鋼組織を観察し、フェライト相の面積率の１０視野における平均値、マルテンサイト相の面積率の１０視野における平均値を算出する。その後、２０個のサンプルでのフェライト相の面積率の平均値、マルテンサイト相の平均値を算出し、この平均値をフェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率とする。

各サンプルにおける１視野での観察において、５０〜１００個のフェライト粒をランダムに選びこれらのフェライト粒径（フェライト粒を円近似したときの直径）の平均粒径、フェライト粒のアスペクト比の平均値（平均アスペクト比）、フェライト粒径の標準偏差を導出する。次いで、１サンプル（１０視野）での平均値を算出し、さらに、他の１９個のサンプルでも同様に行い全体（２０個）での平均値を算出し、この全体の平均値をフェライト平均粒径、フェライト粒の標準偏差、フェライト粒の平均アスペクト比とする。マルテンサイト粒の平均粒径と平均アスペクト比は、フェライト粒の平均粒径、フェライト粒の平均アスペクト比と同様の方法で算出する。また、連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さが上記（２）式を満たすマルテンサイト粒の合計面積率の全マルテンサイトの面積率に対する割合は、次の方法で求める。ここで、連結するマルテンサイトとはマルテンサイト粒が粒界を挟んで連結したものを指す。つまり、連結するマルテンサイト粒において、上記粒界は、一方のマルテンサイト粒の周長の一部であるとともに、他方のマルテンサイト粒の周長の一部であるともいえる部分である。この粒界の長さが「連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さ」に相当する。そして、上記一方のマルテンサイト粒の周長と上記他方のマルテンサイト粒の周長とを比較したときに長い方をＬ２とする。各サンプルにおける１視野での観察において、マルテンサイト粒同士が連結するものに着目し、連結するものすべてについて、各マルテンサイト粒の周長を測定し、大きい方をＬ２とし、また、粒界の長さを測定する。そして、（２）式を満たすマルテンサイト粒の合計の面積率を算出し、この面積率と上記マルテンサイト相の面積率から、上記（２）式を満たすマルテンサイト粒の合計面積率のマルテンサイト相の面積率に対する割合を算出する。全視野で同様に行い平均値を算出し、この平均値は上記（２）式を満たすマルテンサイト粒の合計面積率のマルテンサイト相の面積率に対する割合とする。なお、連結マルテンサイト粒が（２）式を満たすとすると、連結する２つのマルテンサイト粒の面積率の合計が（２）式を満たすマルテンサイト粒の面積率となる。また、３つのマルテンサイト粒が並んで連結する場合、例えば、マルテンサイト粒が右隣のマルテンサイト粒と連結するとともに、左隣のマルテンサイト粒とも連結する場合には、右隣のマルテンサイト粒と中央のマルテンサイト粒で（２）式を満たすかを確認し、左隣のマルテンサイト粒と中央のマルテンサイト粒で（２）式を満たすかを確認し、いずれか一方で（２）式を満たせば、中央のマルテンサイト粒は（２）式を満たすマルテンサイト相のマルテンサイト粒とする。

＜高強度冷延鋼板の製造方法＞
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。

本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、第一焼鈍工程と、第二焼鈍工程とを有する。以下、各工程について説明する。

熱間圧延工程
熱間圧延工程とは、上記成分組成を有する鋼素材を、１０５０℃以上１３００℃以下に加熱し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、５００℃以上７００℃以下で巻き取る工程である。

鋼素材を得るための鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。

鋼素材の加熱温度は１０５０℃以上１３００℃以下とする。上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を施す。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。加熱温度が１０５０℃を下回ると仕上げ圧延温度が８００℃以上で熱間圧延を完了させることができない。一方、加熱温度が１３００℃を上回ると、スケールが噛み込み、熱延鋼板の表面性状が悪化するうえ、スケールロスにより歩留まりが低下する。そのため、鋼素材の加熱温度は１０５０℃以上１３００℃以下とした。望ましいは１１００℃以上１２７０℃以下である。但し、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が１０５０℃以上１３００℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。

仕上げ圧延温度は８００℃以上とする。仕上げ圧延温度が８００℃を下回ると、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織となるため、冷間圧延時の板厚精度が悪化し、これが曲げ性に悪影響をもたらす。したがって、仕上げ圧延温度は８００℃以上とする。好ましくは８２０℃以上である。なお、仕上げ圧延温度の上限は特に限定されないが、本発明では、通常、１０００℃以下である。

巻取温度は５００℃以上７００℃以下とする。巻取温度が５００℃を下回るとマルテンサイト相が過度に生成され、冷間圧延時の変形抵抗が増大し板厚精度に悪影響をもたらす。板厚精度が低下すると、曲げ加工時にひずみが局在化し亀裂発生の要因となる。一方で、巻取温度が７００℃を上回ると鋼板表層に内部酸化層が形成され、これにより曲げ性が低下する。そのため、巻取温度の範囲を５００℃以上７００℃以下とした。好ましい巻取温度は５２０℃以上６７０℃以下である。

冷間圧延工程
冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する工程である。冷間圧延の条件は特に限定されず、圧下率が３０〜８０％であることが好ましい。

焼鈍工程
本発明の製造方法においては、冷間圧延工程後に行われる第一焼鈍工程、該第一焼鈍工程後に行われる第二焼鈍工程の２回の焼鈍を行う。先ず、本発明において２回の焼鈍が必須である理由を説明する。

１回目の焼鈍工程（第一焼鈍工程）では、加熱により冷間圧延によって伸展した組織から完全に再結晶させ、粗大フェライト粒を消失させ、加熱後の滞留によりベイナイト単相を生成させる必要がある。ベイナイトはセメンタイトを含む組織であり、これが２回目の焼鈍時にフェライト生成の核生成サイトとなるため、セメンタイトの数密度増大により２回目の焼鈍後のフェライト粒が微細かつ整粒となる。セメンタイトが多数分散したベイナイト相を形成するため、１回目の加熱時には、微細なオーステナイト相を可能な限り多く生成させる必要がある。以下、第一焼鈍工程、第二焼鈍工程について説明する。

第一焼鈍工程とは、冷間圧延工程後の冷延板を１００℃から８２５℃以上の最高到達温度まで平均加熱速度が１．５℃／ｓ以上の条件で加熱し、最高到達温度まで加熱された冷延板を５６０℃までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以上の条件で冷却し、２００℃以上５２０℃以下の温度域に滞留される時間を３０秒以上とする工程である。

１００℃から８２５℃以上の最高到達温度までの平均加熱速度が１．５℃／ｓを下回ると昇温中にオーステナイト相の核生成サイトとなる転位が回復し、オーステナイト相が粗大となる。また、最高到達温度が８２５℃を下回ると所望のオーステナイトが得られず、微細なセメンタイトが分散したベイナイトが不足し、２回目の焼鈍時に微細かつ整粒なフェライト相が得られない。以上の観点から、冷間圧延工程後の冷延板の加熱条件を１００℃から最高到達温度までの平均加熱速度が１．５℃／ｓ以上、かつ最高到達温度を８２５℃以上とした。好ましくは、冷間圧延工程後の冷延板の加熱条件を１００℃から最高到達温度までの平均加熱速度が２．１℃／ｓ以上、かつ最高到達温度を８３０℃以上である。なお、平均加熱速度が極度に速くなった場合には、再結晶することなく逆変態を生じることとなりミクロ組織が不均一となりやすいという理由で１００℃／ｓ以下が好ましい。また最高到達温度の上限は特に限定されないが、本発明では通常８７０℃以下である。

次いで、最高到達温度まで加熱された冷延板を５６０℃までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以上の条件で冷却し、２００℃以上５２０℃以下の温度域に滞留される時間を３０秒以上とする理由について説明する。所望のベイナイト組織を得るには、高温で発生するフェライト変態を防止する必要がある。そのため、最高到達温度から５６０℃までの平均冷却速度は１２℃／ｓ以上とする必要がある。好ましくは、１５℃／ｓ以上である。その後、ベイナイト変態を促進させる目的で２００℃以上５２０℃以下の温度域に滞留される時間を３０秒以上とする必要がある。好ましくは、３００℃以上５００℃以下の温度域に滞留される時間を３０秒以上とする。なお、平均冷却速度の上限は特に限定されないが焼鈍ラインで鋼板のばたつきを抑え安定操業するという理由で５０℃／ｓ以下が好ましい。滞留時間の上限も特に限定されないが、生産性が低下するという理由で３００秒以下が好ましい。

次いで、第二焼鈍工程について説明する。第二焼鈍工程とは、第一焼鈍工程後の焼鈍板を７２０℃以上８２０℃以下の最高到達温度まで加熱し、最高到達温度までの加熱された冷延板を５６０℃までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以上の条件で冷却し、２００℃以上５００℃以下の温度域に滞留される時間を７５秒以下とする工程である。

２回目の焼鈍工程（第二焼鈍工程）での加熱時には微細なフェライトとオーステナイトを含む組織にする必要がある。最高到達温度が７２０℃を下回る場合、オーステナイトが生成されない。８２０℃を超える温度まで加熱するとオーステナイトが粗大化し所望の組織が得られなくなる。以上から、第一焼鈍工程後の焼鈍板の加熱における最高到達温度を７２０℃以上８２０℃以下とした。好ましい最高到達温度は、７２０℃以上８１０℃である。

次いで、最高到達温度までの加熱された冷延板を５６０℃までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以上の条件で冷却し、２００℃以上５００℃以下の温度域に滞留される時間を７５秒以下とする理由について説明する。第一焼鈍工程時と同様、高温でフェライト変態が開始するとフェライト粒が粒成長し、粗大かつ混粒組織となる。そのため、最高到達温度から５６０℃までの平均冷却速度を１２℃／ｓ以上とする。好ましい平均冷却速度は１５℃／ｓ以上である。冷却後にはオーステナイト相をマルテンサイト変態させるため、冷却後のベイナイト変態を抑制する必要がある。その観点から、２００℃以上５００℃以下の温度域に滞留される時間を７５秒以下とした。なお、平均冷却速度の上限は特に限定されないが焼鈍ラインで鋼板のばたつきを抑え安定操業するという理由で５０℃／ｓ以下が好ましい。滞留時間の上限も特に限定されないが生産性が低下するという理由で３００秒以下が好ましい。

２００℃以上５００℃以下の温度域で７５秒以下の間滞留した後は水冷によりマルテンサイト変態させることが望ましいが、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却すればよい。

＜高強度めっき鋼板及びその製造方法＞
本発明の高強度めっき鋼板は、上記高強度冷延鋼板上にめっき層が形成されたものである。めっき層は一般的なものであればよく、その成分組成は、質量％で、Ｆｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ及びＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０％以上３．５％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる成分組成である。このめっき層は合金化処理されたものであってもよい。なお、めっき層が溶融めっき層の場合にはＦｅ含有量が５．０％未満であり、合金化溶融めっき層の場合にはＦｅ含有量が５．０％以上２０．０％以下である。

高強度めっき鋼板の製造方法は、一般的な方法で行うことができる。また、めっき層を形成するめっき工程後に、必要に応じて実施される合金化処理も一般的な方法で行えばよい。

表１に示す成分組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材に、表２に示す熱延条件で熱延鋼板とし、冷間圧延率が３０％以上８０％以下の冷間圧延を施した。次いで、表２に示す条件で連続焼鈍ラインにて焼鈍工程（第一焼鈍工程、第二焼鈍工程）を施し、連続焼鈍ラインもしくは連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにて冷延鋼板（ＣＲ材）もしくは溶融亜鉛めっき鋼板（“ＧＩ材”および“ＧＡ材”）を製造した。ここで、温度は多重反射温度計多重反射温度計で測定した鋼板表面温度を基準とした。また、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ−０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、めっき付着量はＧＩ材、ＧＡ材ともに片面当たり４５〜６５ｇ／ｍ^２とし、めっき層中に含有するＦｅ量は６〜１４質量％、Ａｌ量は０．００１〜１．０質量％の範囲であった。

上記により得られた冷延鋼板もしくはめっき鋼板から試験片を採取し、以下の方法で組織を観察し性能を評価した。

（ｉ）組織観察像
各相の面積率は以下の手法により評価した。およそ１０００ｍの冷延鋼板、めっき鋼板から、コイル長手方向に対し５０ｍ間隔で２０個のサンプルを採取した。圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食現出し、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚１／４ｔ部（鋼板表面から板厚方向に１／４ｔの位置（ｔは板厚））を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、マルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、フェライト相よりも白いコントラストで観察される組織である。観察視野面積に対し、求める相が占める面積を各相の面積率とし、画像解析により求めた。また、この画像解析で、フェライト粒およびマルテンサイト粒の円相当径から求めた平均粒径、フェライト粒の標準偏差、フェライト粒およびマルテンサイト粒の平均アスペクト比も求めた。アスペクト比は圧延方向の結晶粒の長さを板厚方向の結晶粒の長さで割った商とした。また、この画像解析で、連結するマルテンサイト粒を確認し、該マルテンサイト粒を対象に、それぞれのマルテンサイト粒の周長を求め、長い方の周長をＬ２とし、粒界の長さＬ１が周長に対し２０％以上であった連結マルテンサイト粒の面積率の合計を求め、視野に占める全マルテンサイトの面積率から割り付けた。表３では、この面積率を“連結マルテンサイト面積率”とした。

（ｉｉ）引張試験
得られた冷延鋼板、めっき鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、引張強さ、降伏強さ、伸び、均一伸び、加工硬化指数（ｎ値）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。加工硬化指数はＪＩＳ Ｚ ２２５３（１９９６）で定める方法に従って求められる値であり、真ひずみ域が０．０２から０．０５から求めた。

（ｉｉｉ）曲げ試験
冷延鋼板、めっき鋼板の長手方向に対し１００ｍ間隔で鋼板片を切り出し、圧延方向に対して垂直方向が試験片の長手方向となるようにＪＩＳ Ｚ２２４８に記載の３号試験片を採取し、Ｖブロック法で曲げ試験を行った。曲げ稜線に割れが認められたときの押しつけ金具先端の半径（Ｒ（ｍｍ））を板厚（ｔ（ｍｍ））で割ることにより限界曲げ半径（Ｒ/ｔ）を求めた。全てのサンプルに対し、Ｒ／ｔが３．０以下であれば本発明で求める範囲として、表３では“○”と評価した。

以上により得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、引張強さ：９８０ＭＰａ以上で良好な曲げ性が得られていることがわかる。そして、本発明の範囲を外れる比較例は良好な曲げ性と高強度を両立できない。特に、第一焼鈍工程のみが本発明範囲内の比較例Ｎｏ．８等と、第二焼鈍工程のみが本発明範囲内の比較例Ｎｏ．４等とから明らかなように、２回の焼鈍がともに所定の条件にあることで、ｎ値が０．１４以上と高く、強度延性バランスも１８４２０ＭＰａ・％であり良好である。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．１７％以下、Ｓｉ：０．３％未満、Ｍｎ：２．２％以上３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｍｏ：０．０７％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上０．４％以下を含有し、下記（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
   フェライト相の面積率が４９％以上６５％以下、マルテンサイト相の面積率が３５％以上５１％以下であり、フェライト粒の平均粒径が３．５μｍ以下、フェライト粒の粒径の標準偏差が１．５μｍ以下、フェライト粒の平均アスペクト比が１．８以下、マルテンサイト粒の平均粒径が３．０μｍ以下、マルテンサイト粒の平均アスペクト比が２．５以下であり、連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さが下記（２）式を満たすマルテンサイト粒の面積率の合計がマルテンサイト相の面積率の１０％以下である鋼組織と、を有し、
   引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、
   下記の測定方法で測定した限界曲げ半径（Ｒ/ｔ）が３．０以下である高強度冷延鋼板。
   ０．０５［％Ｃ］−２．６［％Ｓｉ］＋１．２［％Ｍｎ］＋２．６［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］≧３．１５ （１）
   （１）式における、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｍｏ］および［％Ｃｒ］はそれぞれ質量％でのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＭｏおよびＣｒ含有量を表す。
   Ｌ１≧０．２×Ｌ２ （２）
   （２）式における、Ｌ１は連結するマルテンサイト粒間の粒界の長さを表し、Ｌ２は連結するマルテンサイト粒のうち粒径の大きいマルテンサイト粒の周長を表す。
   （測定方法）
   鋼板の長手方向に対し１００ｍ間隔で鋼板片を切り出し、圧延方向に対して垂直方向が試験片の長手方向となるようにＪＩＳ Ｚ２２４８に記載の３号試験片を採取し、Ｖブロック法で曲げ試験を行う。曲げ稜線に割れが認められたときの押しつけ金具先端の半径（Ｒ（ｍｍ））を板厚（ｔ（ｍｍ））で割ることにより限界曲げ半径（Ｒ/ｔ）を求める。
2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０８％以下の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板と、
   前記高強度冷延鋼板上に形成された、質量％で、Ｆｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ及びＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０％以上３．５％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる成分組成のめっき層と、有する高強度めっき鋼板。
4. 請求項３に記載の高強度めっき鋼板の前記めっき層が、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である高強度めっき鋼板。
5. 請求項１又は２に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であって、
   請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼素材を、１０５０℃以上１３００℃以下に加熱し、８００℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、５００℃以上７００℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延工程後の冷延板を１００℃から８２５℃以上の最高到達温度までの平均加熱速度が１．５℃／ｓ以上の条件で加熱し、最高到達温度まで加熱された冷延板を５６０℃までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以上の条件で冷却し、２００℃以上５２０℃以下の温度域に滞留される時間を３０秒以上とする第一焼鈍工程と、
   前記第一焼鈍工程後の焼鈍板を７２０℃以上８２０℃以下の最高到達温度まで加熱し、最高到達温度まで加熱された焼鈍板を５６０℃までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以上の条件で冷却し、２００℃以上５００℃以下の温度域に滞留される時間を７５秒以下とする第二焼鈍工程と、を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
6. 請求項５に記載の製造方法で製造された高強度冷延鋼板上に、質量％で、Ｆｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下を含有し、さらにＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ及びＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０％以上３．５％以下を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を形成するめっき工程を有する高強度めっき鋼板の製造方法。
7. 前記めっき層が溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である請求項６に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。