JP6809648B1 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Abstract
低降伏比高強度鋼板及びその製造方法を提供する。本発明は、成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上０．７％以下、Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、主相のフェライトと、鋼組織全体に対する面積率で１０％以上５０％未満のマルテンサイトを有し、マルテンサイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であり、マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの割合が６０％以上であり、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度が、質量％で、０．３０％以上０．９０％以下である高強度鋼板とする。
Description
本発明は、自動車構造部品等に好適に用いられる、高強度鋼板及びその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、表面特性に優れた低降伏比高強度鋼板及びその製造方法に関する。
近年、地球環境保全の観点からＣＯ２などの排気ガスを低減化する試みが進められている。自動車産業では車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排気ガス量を低下させる対策が図られている。車体軽量化の手法のひとつとして、自動車に使用されている鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。また、鋼板の高強度化とともに延性が低下することが知られており、高強度と延性を両立する鋼板が求められている。さらに、自動車部品として、例えばフロア周りの部品は表面特性に優れる必要がある。また、フロア周りの部品は複雑な形状に成形加工されることが多いため、成形加工時に割れが生じず、さらに形状が崩れにくい低降伏比の鋼板が求められている。
このような要求に対して、例えば、特許文献１では、組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜１．８％、Ｍｎ：１．０〜３．０％を含有し、組織が、フェライトの体積率を６０％以上、マルテンサイトの体積率を５％以上、残留オーステナイトの体積率を２％以上とし、フェライトの平均結晶粒径を５μｍ以上とすることで、引張強度で５９０ＭＰａ以上、強度−伸びバランスが２１０００ＭＰａ・％以上、降伏比が６５％以下の低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。
また、特許文献２では、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２％、Ｓｉ：０．００５〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．１％、Ｐ：０．００１〜０．０６％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００５〜１．２％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％を含有し、金属組織をフェライトとマルテンサイトの組織とすることで加工性を改善した引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を開示している。
また、特許文献３は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１３％、Ｓｉ：０．６〜１．２％、Ｍｎ：１．６〜２．４％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％未満を含有し、鋼板のミクロ組織が、体積分率でフェライトを８０％以上、マルテンサイトを３〜１５％、パーライトを０．５〜１０％とすることで、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下の高強度鋼板を開示している。
また、特許文献４は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．４〜０．８％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、金属組織が、等軸フェライトの体積率を５０％以上、マルテンサイトの体積率を５〜１５％、残留オーステナイト相の体積率を１〜５％とし、残留オーステナイト相の平均粒径を１０μｍ以下、残留オーステナイト相のアスペクト比を５以下とすることで、引張強度で５９０ＭＰａ以上、全伸びが３０％以上、穴広げ率が６０％以上の高強度鋼板を開示している。
上記した特許文献１に開示された技術は、フェライト‐マルテンサイト組織とし、フェライト粒径を規定することで低降伏比かつ延性を向上するものの、めっき鋼板とするために焼鈍工程を２度実施している。しかしながら、焼鈍工程を２度実施することで、鋼板の表面に酸化物が生成しやすくなるため、表面特性には優れない。
また、上記した特許文献２に開示された技術は、フェライトを主相とすることで加工性を向上するものの、マルテンサイト粒径が記載されていないことから、マルテンサイト粒径を制御できてはおらず、低降伏比にはならないと考えられる。
また、上記した特許文献３に開示された技術は、フェライト‐マルテンサイト組織とすることで低降伏比になると記載されているものの、特許文献３で開示している降伏比は本発明で規定している６３％以下の降伏比よりも大きい。それはマルテンサイト粒径を制御できていないためと考えられる。特許文献３に開示されるマルテンサイト粒径を制御するための焼鈍温度や冷却停止温度も本発明の規定とは異なっている。また、特許文献３で開示している降伏比で６３％以下のものはＳｉやＭｎが本発明よりも高いため、表面特性には優れないと思われる。
また、上記した特許文献４に開示された技術は、フェライト‐マルテンサイト組織とし、さらに残留オーステナイトの体積率および平均粒径を規定することで低降伏比かつ加工性を向上するものの、焼入れ性を確保するためにＣｒやＶを添加している。しかしながら、ＣｒやＶは表面特性を劣化させる元素として知られており、本発明で目的とする優れた表面特性を有するためには、これらの元素を低減した成分組成とする必要がある。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、表面特性に優れた低降伏比高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、特定の成分組成に調整し、また鋼組織はフェライト‐マルテンサイト組織とし、さらにマルテンサイト粒径、マルテンサイトのアスペクト比およびマルテンサイト中の炭素濃度を制御することで、低降伏比高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明者らは、本発明で目的とする強度を得るためにはマルテンサイトの面積率を１０％以上とすること、さらに本発明で目的とする低降伏比を得るためには、マルテンサイトの面積率を５０％未満、アスペクト比が３以下のマルテンサイトを全マルテンサイトの６０％以上、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度を質量％で０．３％以上０．９％以下、およびマルテンサイトの平均粒径を３．０μｍ以下とすることが必要であることを知見した。なお、アスペクト比とは長辺を短辺で除することで算出する値を指す。
本発明は以上の知見に基づきなされたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。
［１］ 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上０．７％以下、Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、主相のフェライトと、鋼組織全体に対する面積率で１０％以上５０％未満のマルテンサイトを有し、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であり、前記マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの割合が６０％以上であり、前記アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度が、質量％で、０．３０％以上０．９０％以下である高強度鋼板。
［２］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満、Ｖ：０．００１％以上０．０５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
［３］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
記
Ａ群：Ｎｂ：０．００１％以上０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０２％以下のうちから選ばれた１種又は２種
Ｂ群：Ｃｕ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上０．１０％以下のうちから選ばれた１種又は２種
Ｃ群：Ｂ：０．０００１％以上０．００２％以下
［４］ 鋼板の表面にめっき層を有する［１］〜［３］のいずれか１つに記載の高強度鋼板。
［５］ ［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上ＡＣ３点以下で３０秒以上保持し、該焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度：５℃／秒以上、冷却停止温度：３５０℃以下の条件で冷却し、その後、Ｔ１温度（℃）を２００〜２５０℃の温度範囲における任意の温度とするとき、３５０℃から３００℃までの温度域の滞留時間：５０秒以下、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域の滞留時間：１０００秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。
［６］ ［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、次いで前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に冷間圧延工程を施し、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上ＡＣ３点以下で３０秒以上保持し、該焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度：５℃／秒以上、冷却停止温度：３５０℃以下の条件で冷却し、その後、Ｔ１温度（℃）を２００〜２５０℃の温度範囲における任意の温度とするとき、３５０℃から３００℃までの温度域の滞留時間：５０秒以下、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域の滞留時間：１０００秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。
［７］ 前記焼鈍工程後に、めっき処理を施す［５］または［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１］ 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上０．７％以下、Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、主相のフェライトと、鋼組織全体に対する面積率で１０％以上５０％未満のマルテンサイトを有し、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であり、前記マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの割合が６０％以上であり、前記アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度が、質量％で、０．３０％以上０．９０％以下である高強度鋼板。
［２］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満、Ｖ：０．００１％以上０．０５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
［３］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
記
Ａ群：Ｎｂ：０．００１％以上０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０２％以下のうちから選ばれた１種又は２種
Ｂ群：Ｃｕ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上０．１０％以下のうちから選ばれた１種又は２種
Ｃ群：Ｂ：０．０００１％以上０．００２％以下
［４］ 鋼板の表面にめっき層を有する［１］〜［３］のいずれか１つに記載の高強度鋼板。
［５］ ［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上ＡＣ３点以下で３０秒以上保持し、該焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度：５℃／秒以上、冷却停止温度：３５０℃以下の条件で冷却し、その後、Ｔ１温度（℃）を２００〜２５０℃の温度範囲における任意の温度とするとき、３５０℃から３００℃までの温度域の滞留時間：５０秒以下、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域の滞留時間：１０００秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。
［６］ ［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、次いで前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に冷間圧延工程を施し、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上ＡＣ３点以下で３０秒以上保持し、該焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度：５℃／秒以上、冷却停止温度：３５０℃以下の条件で冷却し、その後、Ｔ１温度（℃）を２００〜２５０℃の温度範囲における任意の温度とするとき、３５０℃から３００℃までの温度域の滞留時間：５０秒以下、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域の滞留時間：１０００秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。
［７］ 前記焼鈍工程後に、めっき処理を施す［５］または［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明は、成分組成及び製造方法を調整することにより、鋼組織を制御し、さらにマルテンサイト粒径、マルテンサイトのアスペクト比およびマルテンサイト中の炭素濃度を制御する。その結果、本発明の高強度鋼板は、表面特性に優れ、かつ、低降伏比となる。
さらに、本発明の高強度鋼板を自動車構造部材に適用することにより、自動車用鋼板の高強度化と低降伏比との両立が可能となる。すなわち、本発明により、自動車車体が高性能化することが可能となる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されない。
まず、本発明の高強度鋼板（以下、「本発明の鋼板」という場合がある。）の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０６％以上０．１２０％以下
Ｃは、焼入れ性を向上させる元素であり、所定のマルテンサイトの面積率を確保するために必要である。また、Ｃは、マルテンサイトの強度を上昇させる元素であり、本発明で目的とする強度（ＴＳ）がＴＳ≧５９０ＭＰａを確保する観点から必要である。Ｃ含有量が０．０６％未満では、上記した所定の強度を得ることができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０６％以上とする。好ましくは０．０６５％以上とし、より好ましくは０．０７０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１２０％を超えると、マルテンサイトの面積率を増加させ、降伏比を高くする。したがって、Ｃ含有量は０．１２０％以下とする。好ましくは０．１１５％以下とし、より好ましくは０．１１％以下とする。
Ｃは、焼入れ性を向上させる元素であり、所定のマルテンサイトの面積率を確保するために必要である。また、Ｃは、マルテンサイトの強度を上昇させる元素であり、本発明で目的とする強度（ＴＳ）がＴＳ≧５９０ＭＰａを確保する観点から必要である。Ｃ含有量が０．０６％未満では、上記した所定の強度を得ることができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０６％以上とする。好ましくは０．０６５％以上とし、より好ましくは０．０７０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１２０％を超えると、マルテンサイトの面積率を増加させ、降伏比を高くする。したがって、Ｃ含有量は０．１２０％以下とする。好ましくは０．１１５％以下とし、より好ましくは０．１１％以下とする。
Ｓｉ：０．３％以上０．７％以下
Ｓｉは固溶強化による強化元素である。上記した本発明の効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．３％以上とする。好ましくは０．３５％以上とし、より好ましくは０．４０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、フェライトの強度が高くなるため、降伏比が高くなる。また、Ｓｉが多くなりすぎると、鋼板の表面に酸化物を形成し、表面特性を著しく劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．７％以下とする。好ましくは０．６４％以下とし、より好ましくは０．６０％以下とする。
Ｓｉは固溶強化による強化元素である。上記した本発明の効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．３％以上とする。好ましくは０．３５％以上とし、より好ましくは０．４０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、フェライトの強度が高くなるため、降伏比が高くなる。また、Ｓｉが多くなりすぎると、鋼板の表面に酸化物を形成し、表面特性を著しく劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．７％以下とする。好ましくは０．６４％以下とし、より好ましくは０．６０％以下とする。
Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトの面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が１．６％未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する。また、冷却時にパーライトまたはベイナイトが生成することで降伏比を高くする。したがって、Ｍｎ含有量は１．６％以上とする。好ましくは１．６５％以上とし、より好ましくは１．７０％以上とする。一方、Ｍｎが多くなりすぎると、鋼板の表面に酸化物を形成し、表面特性を著しく劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は２．２％以下とする。好ましくは２．１４％以下とし、より好ましくは２．１０％以下とする。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトの面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が１．６％未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する。また、冷却時にパーライトまたはベイナイトが生成することで降伏比を高くする。したがって、Ｍｎ含有量は１．６％以上とする。好ましくは１．６５％以上とし、より好ましくは１．７０％以上とする。一方、Ｍｎが多くなりすぎると、鋼板の表面に酸化物を形成し、表面特性を著しく劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は２．２％以下とする。好ましくは２．１４％以下とし、より好ましくは２．１０％以下とする。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと粒界に偏析することで加工性を劣化させる。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下とし、より好ましくは０．０１％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。よって、好ましくは０．００３％以上とする。より好ましくは０．００５％以上とする。
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと粒界に偏析することで加工性を劣化させる。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下とし、より好ましくは０．０１％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。よって、好ましくは０．００３％以上とする。より好ましくは０．００５％以上とする。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、ＭｎＳ等の形成を通じて加工性を劣化させる。また、ＳとともにＴｉを含有する場合には、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の形成を通じて加工性を劣化させる恐れがある。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００２０％以下とし、より好ましくは０．００１０％以下とし、さらに好ましくは０．０００５％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。よって、好ましくは０．０００２％以上とする。より好ましくは０．０００５％以上とする。
Ｓは、ＭｎＳ等の形成を通じて加工性を劣化させる。また、ＳとともにＴｉを含有する場合には、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の形成を通じて加工性を劣化させる恐れがある。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００２０％以下とし、より好ましくは０．００１０％以下とし、さらに好ましくは０．０００５％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。よって、好ましくは０．０００２％以上とする。より好ましくは０．０００５％以上とする。
Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果が表れるのがＡｌ含有量０．０１％以上である。好ましくは０．０２％以上とする。より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．２０％超えとなると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成するため、加工性が劣化する。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、Ａｌ量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１７％以下とし、より好ましくは０．１５％以下とする。
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果が表れるのがＡｌ含有量０．０１％以上である。好ましくは０．０２％以上とする。より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．２０％超えとなると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成するため、加工性が劣化する。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、Ａｌ量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１７％以下とし、より好ましくは０．１５％以下とする。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、鋼中でＡｌＮ等の窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて加工性を劣化させる。また、ＮとともにＴｉを含有する場合には、ＴｉＮ、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）等の窒化物系、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて加工性を劣化させる恐れがある。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下とし、より好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。よって、好ましくは０．０００６％以上とする。より好ましくは０．００１０％以上とする。
Ｎは、鋼中でＡｌＮ等の窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて加工性を劣化させる。また、ＮとともにＴｉを含有する場合には、ＴｉＮ、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）等の窒化物系、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて加工性を劣化させる恐れがある。したがって、本発明の鋼板を自動車用の鋼板として用いる際に必要な最低限の加工性を得るために、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下とし、より好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。よって、好ましくは０．０００６％以上とする。より好ましくは０．００１０％以上とする。
以上が、本発明において用いられる鋼板の基本成分である。本発明において用いられる鋼板は、上記基本成分を含有し、上記成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の鋼板は、上記成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
本発明の鋼板には、上記の成分に加えて、下記の成分を任意成分として含有させることができる。なお、本発明において、下記の任意成分を各成分の下限値未満で含む場合、その成分は後述する不可避的不純物として含まれるものとする。
本発明の鋼板には、上記の成分に加えて、下記の成分を任意成分として含有させることができる。なお、本発明において、下記の任意成分を各成分の下限値未満で含む場合、その成分は後述する不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｃｒ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満、Ｖ：０．００１％以上０．０５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で、含有させることができる。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｍｏを含有させる場合には、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量はそれぞれ０．０１％以上にすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０２％以上とし、さらに好ましくはそれぞれ０．０３％以上とする。上記効果を得るため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．００１％以上にすることが好ましい。より好ましくは０．００２％以上とし、さらに好ましくは０．００３％以上とする。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で、含有させることができる。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｍｏを含有させる場合には、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量はそれぞれ０．０１％以上にすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０２％以上とし、さらに好ましくはそれぞれ０．０３％以上とする。上記効果を得るため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．００１％以上にすることが好ましい。より好ましくは０．００２％以上とし、さらに好ましくは０．００３％以上とする。
しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると水素イオンの発生を伴う酸化物形成反応を起こす場合がある。それにより地鉄表面のｐＨの上昇を妨げることとなりリン酸亜鉛結晶の析出を妨げ、化成不良が引き起こされる恐れがある。そのため、Ｃｒを含有させる場合には、Ｃｒ含有量は０．２０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下とし、さらに好ましくは０．１０％以下とする。Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量は０．１５％未満とすることが好ましく、より好ましくは０．１％以下とし、さらに好ましくは０．０５％以下とする。Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０３％以下とし、さらに好ましくは０．０１％以下とする。
Ｎｂ：０．００１％以上０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０２％以下のうちから選ばれた１種または２種
ＮｂやＴｉは、旧γ粒の微細化や微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。このような効果を得るため、ＮｂおよびＴｉのうちから選ばれた１種または２種を含有させる場合には、Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．００１５％以上とし、さらに好ましくはそれぞれ０．００２０％以上とする。一方、ＮｂやＴｉを多量に含有させると、表面特性を劣化させる恐れがある。このため、ＮｂおよびＴｉのうちから選ばれた１種または２種を含有させる場合には、Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量はそれぞれ０．０２％以下とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０１７％以下とし、さらに好ましくはそれぞれ０．０１５％以下とする。
ＮｂやＴｉは、旧γ粒の微細化や微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。このような効果を得るため、ＮｂおよびＴｉのうちから選ばれた１種または２種を含有させる場合には、Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．００１５％以上とし、さらに好ましくはそれぞれ０．００２０％以上とする。一方、ＮｂやＴｉを多量に含有させると、表面特性を劣化させる恐れがある。このため、ＮｂおよびＴｉのうちから選ばれた１種または２種を含有させる場合には、Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量はそれぞれ０．０２％以下とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０１７％以下とし、さらに好ましくはそれぞれ０．０１５％以下とする。
Ｃｕ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種
ＣｕやＮｉは、自動車の使用環境における耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆することにより鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。この効果を得るため、ＣｕおよびＮｉのうちから選ばれた１種または２種を含有させる場合には、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．００２％以上とし、さらに好ましくはそれぞれ０．００３％以上とする。しかしながら、Ｃｕ含有量やＮｉ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、表面特性を劣化させる恐れがある。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．２０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下とし、さらに好ましくは０．１％以下とする。Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以下とし、さらに好ましくは０．０５％以下とする。
ＣｕやＮｉは、自動車の使用環境における耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆することにより鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。この効果を得るため、ＣｕおよびＮｉのうちから選ばれた１種または２種を含有させる場合には、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．００２％以上とし、さらに好ましくはそれぞれ０．００３％以上とする。しかしながら、Ｃｕ含有量やＮｉ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、表面特性を劣化させる恐れがある。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．２０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下とし、さらに好ましくは０．１％以下とする。Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以下とし、さらに好ましくは０．０５％以下とする。
Ｂ：０．０００１％以上０．００２％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｂ含有により、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトを生成させる効果が得られる。このような効果を得るため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上とし、さらに好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００２％超えになると、Ｍｎ系酸化物の粗大化を促進させるため、表面特性が劣化する恐れがある。したがって、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．００２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１５％以下とし、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｂ含有により、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトを生成させる効果が得られる。このような効果を得るため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上とし、さらに好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００２％超えになると、Ｍｎ系酸化物の粗大化を促進させるため、表面特性が劣化する恐れがある。したがって、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．００２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１５％以下とし、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。
次いで、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の鋼板の鋼組織は、主相のフェライトと、鋼組織全体に対する面積率で１０％以上５０％未満のマルテンサイトを有し、マルテンサイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であり、マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの割合が６０％以上であり、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度が質量％で０．３０％以上０．９０％以下である。なお、以降の説明において、面積率とは、鋼組織全体に対する面積率のことを指す。
本発明では、フェライトが主相である。本発明において主相とは、鋼組織全体に対する面積率で５０〜１００％の範囲内で含有する組織を指す。したがって、フェライトが主相ということは、鋼組織全体に対する面積率で５０〜９０％のフェライトを含有することを意味する。本発明において、フェライトを主相とすることは降伏強度を低下させ、降伏比を良好にする観点から必要である。フェライトの面積率の下限は、好ましくは５５％以上とし、より好ましくは６０％以上とする。上限は、好ましくは８５％以下とし、より好ましくは８０％以下とする。ここで言うフェライトとは再結晶したフェライトのことを指し、再結晶していない未再結晶フェライトは含まない。
マルテンサイトの面積率：１０％以上５０％未満
上述のように、本発明の鋼板がＴＳ≧５９０ＭＰａの高強度を得るためには、鋼組織全体に対するマルテンサイトの面積率は１０％以上とする。好ましくは１５％以上とし、より好ましくは２０％以上とする。一方、鋼組織全体に対するマルテンサイトの面積率が５０％以上となると、マルテンサイトが主相となり、これに起因してマルテンサイト中のＣ量が減少することで、降伏比が高くなる。したがって、マルテンサイトの面積率は５０％未満とする。好ましくは４５％以下とし、より好ましくは４０％以下とする。
上述のように、本発明の鋼板がＴＳ≧５９０ＭＰａの高強度を得るためには、鋼組織全体に対するマルテンサイトの面積率は１０％以上とする。好ましくは１５％以上とし、より好ましくは２０％以上とする。一方、鋼組織全体に対するマルテンサイトの面積率が５０％以上となると、マルテンサイトが主相となり、これに起因してマルテンサイト中のＣ量が減少することで、降伏比が高くなる。したがって、マルテンサイトの面積率は５０％未満とする。好ましくは４５％以下とし、より好ましくは４０％以下とする。
なお、本発明では、フェライトおよびマルテンサイト以外の残部組織は、残留オーステナイト、ベイナイト、未再結晶フェライトおよびパーライトのうちから選択される１種または２種以上であり、その合計量は面積率で１０．０％以下であれば許容できる。フェライトおよびマルテンサイト以外の残部組織は、残留オーステナイト、ベイナイト、未再結晶フェライトおよびパーライトのうちから選択される１種または２種以上の合計量の面積率は、７．０％以下が好ましく、５．０％以下がより好ましい。なお、残部組織の面積率は０％であってもよい。
本発明において、フェライトとは比較的高温でオーステナイトからの変態により生成し、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織である。未再結晶フェライトとはフェライト粒内に白い筋状のひずみが残存した組織である。マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下の温度）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指す。ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上の温度）でオーステナイトから生成し、針状または板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。パーライトとは比較的高温でオーステナイトから生成し、層状のフェライトとセメンタイトからなる組織を指す。残留オーステナイトとは、オーステナイト中にＣ等の元素が濃化することでマルテンサイト変態点が室温以下となることで生成する組織を指す。
なお、本発明において、鋼組織における各組織の面積率の値は、後述する実施例に記載の方法で測定して得られた値を採用する。
マルテンサイトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下
本発明で目的とする低降伏比を得るためには、フェライトの強度を下げるとともに、マルテンサイトの強度を上げる必要がある。そのためには、マルテンサイトの平均結晶粒径を小さくするのが効果的である。上記の効果を得るためには、マルテンサイトの平均結晶粒径を３．０μｍ以下にすることが必要である。好ましくは３．０μｍ未満、より好ましくは２．７μｍ以下、より一層好ましくは２．０μｍ以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径の下限は特に限定されないが、０．５μｍ以上とすることが好ましく、より好ましくは０．８μｍ以上とする。
本発明で目的とする低降伏比を得るためには、フェライトの強度を下げるとともに、マルテンサイトの強度を上げる必要がある。そのためには、マルテンサイトの平均結晶粒径を小さくするのが効果的である。上記の効果を得るためには、マルテンサイトの平均結晶粒径を３．０μｍ以下にすることが必要である。好ましくは３．０μｍ未満、より好ましくは２．７μｍ以下、より一層好ましくは２．０μｍ以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径の下限は特に限定されないが、０．５μｍ以上とすることが好ましく、より好ましくは０．８μｍ以上とする。
なお、本発明において、鋼組織におけるマルテンサイトの平均結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法で測定して得られた値を採用する。
マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの割合：６０％以上
アスペクト比が３以下のマルテンサイトは、針状のマルテンサイトとは異なり、高強度である。したがって、アスペクト比が３以下のマルテンサイトは、本発明で目的とする低降伏比を得るためには重要な組織となる。このアスペクト比が３以下のマルテンサイトの面積率が全マルテンサイトの面積率に対して６０％未満では、本発明で目的とする低降伏比を得るためには不十分である。このため、マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの面積率の割合は、６０％以上とする。好ましくは６５％以上とし、より好ましくは７０％以上とする。マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの割合の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。より好ましくは９０％以下とする。
アスペクト比が３以下のマルテンサイトは、針状のマルテンサイトとは異なり、高強度である。したがって、アスペクト比が３以下のマルテンサイトは、本発明で目的とする低降伏比を得るためには重要な組織となる。このアスペクト比が３以下のマルテンサイトの面積率が全マルテンサイトの面積率に対して６０％未満では、本発明で目的とする低降伏比を得るためには不十分である。このため、マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの面積率の割合は、６０％以上とする。好ましくは６５％以上とし、より好ましくは７０％以上とする。マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの割合の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。より好ましくは９０％以下とする。
なお、本発明において、鋼組織におけるマルテンサイトのアスペクト比は、後述する実施例に記載の方法で測定して得られた値を採用する。
アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度：質量％で０．３０％以上０．９０％以下
マルテンサイトの強度を高め、かつ、本発明で目的とする低降伏比を得るためには、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度を高くする必要がある。上記の効果を得るためには、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、質量％で０．３０％以上が必要である。好ましくは０．３５％以上とし、より好ましくは０．４０％以上とする。一方、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、質量％で０．９０％超えとなると、マルテンサイト変態せずにオーステナイトのまま残るため、マルテンサイトの面積率が１０％未満となり、強度が低下する。よって、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、質量％で０．９０％以下とする必要がある。好ましくは０．８５％以下とし、より好ましくは０．８％以下とする。
マルテンサイトの強度を高め、かつ、本発明で目的とする低降伏比を得るためには、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度を高くする必要がある。上記の効果を得るためには、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、質量％で０．３０％以上が必要である。好ましくは０．３５％以上とし、より好ましくは０．４０％以上とする。一方、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、質量％で０．９０％超えとなると、マルテンサイト変態せずにオーステナイトのまま残るため、マルテンサイトの面積率が１０％未満となり、強度が低下する。よって、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、質量％で０．９０％以下とする必要がある。好ましくは０．８５％以下とし、より好ましくは０．８％以下とする。
なお、本発明において、鋼組織におけるアスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度は、後述する実施例に記載の方法で測定して得られた値を採用する。
本発明では、測定位置が、板厚方向で最表層１０μｍの範囲を除く、どの板厚範囲でも上述の鋼組織が一様に存在する。そのため、板厚測定位置は、鋼組織が一様な範囲内のどの位置で測定してもよい。
本発明の鋼板は、鋼板の表面にめっき層を有してもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層（以下、ＧＩと称する場合がある。）、合金化溶融亜鉛めっき層（以下、ＧＡと称する場合がある。）、電気亜鉛めっき層（以下、ＥＧと称する場合がある。）が好ましい。
なお、めっき金属は亜鉛以外でもよく、例えば、Ａｌめっき等が挙げられる。
めっき層中のＦｅ含有量は、７〜１６質量％の範囲にあることが好ましい。Ｆｅ含有量が７質量％未満では、合金化ムラの発生、あるいはフレーキング性が劣化する可能性がある。一方、Ｆｅ含有量が１６質量％超えでは、耐めっき剥離性が劣化する可能性がある。
なお、めっき金属は亜鉛以外でもよく、例えば、Ａｌめっき等が挙げられる。
めっき層中のＦｅ含有量は、７〜１６質量％の範囲にあることが好ましい。Ｆｅ含有量が７質量％未満では、合金化ムラの発生、あるいはフレーキング性が劣化する可能性がある。一方、Ｆｅ含有量が１６質量％超えでは、耐めっき剥離性が劣化する可能性がある。
次いで、本発明の高強度鋼板の特性（機械的特性）について説明する。
上述のように、本発明の鋼板は、高強度である。具体的には、後述する実施例に記載の方法で測定した引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上である。なお、引張強度の上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から、引張強度は７８０ＭＰａ以下が好ましい。
また、本発明の鋼板は、降伏比（ＹＲ）が低い。具体的には、後述する実施例に記載の方法で測定した引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）の各値を用いて算出した降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が０．６３以下である。好ましくは０．６１以下とし、より好ましくは０．５９以下とする。なお、降伏比の下限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から、降伏比は０．４以上が好ましい。より好ましくは０．４５以上とする。
なお、本発明の鋼板は、焼鈍温度をＡＣ１点以上ＡＣ３点以下、冷却停止温度を３５０℃以下にすることで、降伏比が０．６３以下、かつ引張強度が５９０ＭＰａ以上の特性を得ることが可能である。
さらに、本発明の鋼板は、表面特性に優れる。ここで言う表面特性とは、熱延鋼板および冷延鋼板の場合には、化成処理性のことであり、めっき鋼板の場合には、めっき付着性のことである。
具体的には、熱延鋼板および冷延鋼板の場合は、後述する実施例に記載の方法で実施した化成処理性の評価方法を用い、測定した化成結晶の被覆率を算出して化成処理性に優れるか否かを評価した。本発明では、この被覆率が、面積率で、９５％以上の場合に記号「○」を付与し、９０％以上９５％未満の場合に記号「△」を付与し、９０％未満の場合に記号「×」を付与し、記号が「○」および「△」を化成処理性が良好（すなわち、化成処理性に優れる）と評価した。
めっき鋼板の場合は、外観を目視観察することでめっき付着性に優れるか否かを評価した。本発明では、不めっき欠陥が全くないものに記号「○」を付与し、不めっき欠陥が発生したものに記号「×」を付与し、不めっき欠陥はないがめっき外観ムラなどが生じたものに記号「△」を付与した。なお、不めっき欠陥とは、数μｍ〜数ｍｍ程度のオーダーで、めっきが存在せずに鋼板が露出している領域を意味する。記号が「○」および「△」を、十分にめっきが付着したものとし、めっき付着性が良好（すなわち、めっき付着性に優れる）と評価した。
具体的には、熱延鋼板および冷延鋼板の場合は、後述する実施例に記載の方法で実施した化成処理性の評価方法を用い、測定した化成結晶の被覆率を算出して化成処理性に優れるか否かを評価した。本発明では、この被覆率が、面積率で、９５％以上の場合に記号「○」を付与し、９０％以上９５％未満の場合に記号「△」を付与し、９０％未満の場合に記号「×」を付与し、記号が「○」および「△」を化成処理性が良好（すなわち、化成処理性に優れる）と評価した。
めっき鋼板の場合は、外観を目視観察することでめっき付着性に優れるか否かを評価した。本発明では、不めっき欠陥が全くないものに記号「○」を付与し、不めっき欠陥が発生したものに記号「×」を付与し、不めっき欠陥はないがめっき外観ムラなどが生じたものに記号「△」を付与した。なお、不めっき欠陥とは、数μｍ〜数ｍｍ程度のオーダーで、めっきが存在せずに鋼板が露出している領域を意味する。記号が「○」および「△」を、十分にめっきが付着したものとし、めっき付着性が良好（すなわち、めっき付着性に優れる）と評価した。
次いで、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板の製造方法は、以下に説明する熱間圧延工程と、必要に応じて行う冷間圧延工程と、焼鈍工程とを有する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り鋼板表面温度とする。鋼板表面温度は放射温度計等を用いて測定し得る。
熱間圧延工程
上述した成分組成を有する鋼素材（鋼スラブ）を、熱間圧延工程に供する。なお、使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造することが好ましい。鋼スラブは、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。
上述した成分組成を有する鋼素材（鋼スラブ）を、熱間圧延工程に供する。なお、使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造することが好ましい。鋼スラブは、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。
本発明の熱間圧延工程の好ましい条件は、例えば、まず上記した成分組成を有する鋼スラブを加熱する。鋼スラブの加熱温度が１２００℃未満では、硫化物が析出し、加工性が劣化する可能性がある。よって、本発明で得られる高強度鋼板を自動車用の鋼板として用いるために必要とされる最低限の加工性を得るためには、鋼スラブの加熱温度は１２００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは１２３０℃以上とし、さらに好ましくは１２５０℃以上とする。なお、鋼スラブの加熱温度の上限は特に限定されないが、１４００℃以下が好ましい。より好ましくは１３５０℃以下とする。
また、鋼スラブ加熱時の平均加熱速度は、５〜１５℃／分とし、鋼スラブの均熱時間は３０〜１００分とすることが好ましい。ここで、鋼スラブ加熱時の平均加熱速度とは、鋼スラブの表面温度が加熱を開始してから上記加熱温度に到達するまでの加熱速度の平均を意味する。鋼スラブの均熱時間とは、上記加熱温度に到達してから熱間圧延開始までの時間を意味する。
鋼スラブを加熱した後、以下に記載の条件で熱間圧延を施すことが好ましい。
仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上が好ましい。仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、巻取温度までの温度の低下に時間がかかり、地鉄表面が酸化することで表面特性を劣化させる可能性がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上が好ましい。より好ましくは８６０℃以上である。一方、仕上げ圧延終了温度の上限は特に限定しないが、後述の巻取温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下が好ましい。より好ましくは９２０℃以下である。
仕上げ圧延の圧下率は、マルテンサイトのアスペクト比を３以下にする観点から７０％以上が好ましく、フェライトの面積率を確保する観点から９５％以下が好ましい。
巻取温度が７００℃超では、地鉄表面が脱炭するおそれがあり、鋼板内部と鋼板表面で鋼組織に差が生じ、合金濃度ムラの原因となる。また、脱炭により鋼板表層にフェライトが生成し、これにより引張強度を低下させる。したがって、巻取温度は７００℃以下が好ましい。より好ましくは６７０℃以下である。巻取温度の下限は特に限定されないが、熱間圧延後に冷間圧延を行う場合には、冷間圧延性の低下を防ぐため、巻取温度は５５０℃以上が好ましい。冷間圧延を行わない場合は、巻取温度が３００℃未満になると、熱延鋼板の巻取が困難となるため、３００℃以上が好ましい。
巻取後の熱延鋼板を酸洗してもよい。この場合、酸洗条件は特に限定されない。なお、熱間圧延後の熱延鋼板の酸洗は行わなくてもよい。
冷間圧延工程
冷間圧延工程とは、必要に応じて、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。冷間圧延工程を行う場合、本発明では以下に記載の条件で冷間圧延を施すことが好ましい。
冷間圧延工程とは、必要に応じて、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。冷間圧延工程を行う場合、本発明では以下に記載の条件で冷間圧延を施すことが好ましい。
冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、圧下率が２０％未満の場合、鋼板表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる危険性がある。そのため、圧下率は２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは３０％以上とする。より一層好ましくは４０％以上とする。一方、圧下率が９０％超えの場合、未再結晶フェライトが残存するおそれがある。そのため、圧下率は９０％以下とすることが好ましい。より好ましくは８０％以下とする。より一層好ましくは７０％以下とする。
なお、本発明において、冷間圧延工程は必須の工程ではなく、上記した本発明の鋼組織および機械的特性が得られれば、冷間圧延工程を省略しても構わない。
焼鈍工程
焼鈍工程とは、上記した熱間圧延工程で得られた熱延鋼板、あるいは上記した冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う工程である。焼鈍工程は、本発明では以下に記載の条件で行う。
焼鈍工程とは、上記した熱間圧延工程で得られた熱延鋼板、あるいは上記した冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う工程である。焼鈍工程は、本発明では以下に記載の条件で行う。
焼鈍工程とは、得られた熱延鋼板または冷延鋼板を、ＡＣ１点以上ＡＣ３点以下の焼鈍温度で３０秒以上保持し、その後、該焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上、冷却停止温度を３５０℃以下の条件で冷却し、その後、Ｔ１温度（℃）を２００〜２５０℃の温度範囲における任意の温度とするとき、３５０℃から３００℃までの温度域の滞留時間を５０秒以下、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域の滞留時間を１０００秒以下の条件で滞留する工程である。
熱延鋼板または冷延鋼板を、ＡＣ１点以上ＡＣ３点以下の焼鈍温度に加熱後、この温度範囲で保持する。焼鈍温度がＡＣ１点未満では、セメンタイトの生成量が過剰となり、マルテンサイトの面積率が１０％未満となる。したがって、焼鈍温度はＡＣ１点以上とする。好ましくは（ＡＣ１点＋１０℃）以上とする。一方、焼鈍温度がＡＣ３点超えでは、マルテンサイトの面積率が５０％超えとなり、またマルテンサイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以上となることにより、降伏比を高くする。また、マルテンサイトの面積率が大きくなることで、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度が減少し、マルテンサイト強度が低下するため、降伏比が高くなる。したがって、焼鈍温度はＡＣ３点以下とする。好ましくは（ＡＣ３点−１０℃）以下とする。
なお、ここでいうＡＣ１点およびＡＣ３点はそれぞれ以下の式により算出する。
ＡＣ１（℃）＝７２３＋２２（％Ｓｉ）−１８（％Ｍｎ）＋１７（％Ｃｒ）＋４．５（％Ｍｏ）＋１６（％Ｖ）
ＡＣ３（℃）＝９１０−２０３（％Ｃ）１/２＋４５（％Ｓｉ）−３０（％Ｍｎ）−２０（％Ｃｕ）−１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）
ただし、各式において（％元素記号）は各元素記号の鋼中含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
ＡＣ１（℃）＝７２３＋２２（％Ｓｉ）−１８（％Ｍｎ）＋１７（％Ｃｒ）＋４．５（％Ｍｏ）＋１６（％Ｖ）
ＡＣ３（℃）＝９１０−２０３（％Ｃ）１/２＋４５（％Ｓｉ）−３０（％Ｍｎ）−２０（％Ｃｕ）−１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）
ただし、各式において（％元素記号）は各元素記号の鋼中含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
焼鈍温度での保持時間（焼鈍保持時間）は３０秒以上とする。焼鈍保持時間が３０秒未満となると、フェライトの再結晶が十分に進行しないため、フェライトが未再結晶フェライトとなることで降伏比を高くする。また、炭素の拡散が促進しないため、アスペクト比が３以下のマルテンサイト中のＣ濃度が低くなり、降伏比が高くなる。したがって、焼鈍保持時間は３０秒以上とし、好ましくは３５秒以上とする。より好ましくは５０秒以上とする。焼鈍保持時間の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、マルテンサイト粒径の粗大化による降伏比の増加を防ぐ観点から、焼鈍保持時間は９００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは５００秒以下、さらに好ましくは３００秒以下とする。
焼鈍温度で保持後、焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上、冷却停止温度が３５０℃以下の条件で、熱延鋼板または冷延鋼板を冷却する。冷却停止温度が３５０℃超えになると、その後の工程でベイナイトやパーライトが生成し、降伏比が高くなる。したがって、冷却停止温度は３５０℃以下とする。好ましくは、冷却停止温度は３２０℃以下とする。より好ましくは３００℃以下とする。
焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒未満ではベイナイトやパーライトが多量に生成し、降伏比が高くなる。したがって、上記平均冷却速度は５℃／秒以上とし、好ましくは７℃／秒以上とし、より好ましくは１０℃／秒以上とする。上記平均冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、４０℃／秒以下とすることが好ましい。より好ましくは、上記平均冷却速度は３０℃／秒以下とする。
なお、冷却停止温度が３５０℃未満の場合には、３５０℃未満から冷却停止温度までの平均冷却速度は特に限定されない。この場合、パーライトやベイナイトの生成を抑制し、良好な降伏比を得る観点より、上記平均冷却速度は５℃／秒以上が好ましく、４０秒／秒以下とすることが好ましい。
その後、熱延鋼板または冷延鋼板を次の条件で滞留する。まず、３５０℃から３００℃までの温度域の滞留時間を５０秒以下とする条件で滞留させる。３５０℃から３００℃までの温度域ではパーライトやベイナイトが生じ、アスペクト比が３以下のマルテンサイトが減少するため、強度を低下させ、降伏比を増加させる。したがって、本発明で目的とする降伏比を得るためには、その温度域での滞留時間を短くする必要がある。一方、３５０℃から３００℃までの温度域の滞留時間が５０秒超えではパーライトやベイナイトが生じる。これらの理由により、３５０℃から３００℃までの温度域での滞留時間は５０秒以下とする。上記温度域での滞留時間は、好ましくは４５秒以下とし、さらに好ましくは４０秒以下とする。上記温度域での滞留時間の下限は特に限定せず、０秒であっても構わない。上記温度域での滞留時間は、好ましくは５秒以上とし、より好ましくは８秒以上とする。
続いて、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域の滞留時間を１０００秒以下とする条件で滞留させる。３００℃未満の温度域ではパーライトやベイナイトが生じにくいが、長時間保持によりベイナイトが生成し、アスペクト比が３以下のマルテンサイトが減少するため、降伏比を増加させる。また、Ｔ１温度（℃）を２００〜２５０℃の温度範囲における任意の温度とする理由は、焼鈍温度、冷却速度、冷却停止温度、３５０℃から３００℃までの温度域での滞留時間を含む焼鈍工程での条件に応じて、ベイナイトが生じる温度域が異なるためである。したがって、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域の滞留時間は１０００秒以下とする。好ましくは９００秒以下、より好ましくは８００秒以下とする。下限は特に限定せず、０秒であっても構わない。上記温度域での滞留時間は、好ましくは１０秒以上とし、より好ましくは５０秒以上とする。
なお、本発明では、さらに、熱間圧延工程後の熱延鋼板には、冷間圧延前の組織軟質化のための熱処理をおこなってもよく、熱間圧延工程後の熱延鋼板または冷間圧延工程後の冷延鋼板には、焼鈍工程後に形状調整のための調質圧延を行ってもよい。
また、鋼板の特性を変化させなければ、焼鈍工程後にめっき処理を施してもよい。
また、鋼板の特性を変化させなければ、焼鈍工程後にめっき処理を施してもよい。
めっき層を有する鋼板を製造する場合、上記した焼鈍工程における、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域を１０００秒以下で滞留した後、冷却前に、４００℃以上５００℃以下の温度域に加熱し、めっき処理を施してもよい。さらにめっき処理の後、合金化処理を施してもよい。合金化処理を行うときは、例えば、５００℃超６００℃以下に鋼板を加熱して合金化処理を施す。また、冷却後に電気亜鉛めっき処理を施してもよい。
例えば、焼鈍後の鋼板（熱延鋼板あるいは冷延鋼板）に溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、４２０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。
また、溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施す場合は、５００℃以上６００℃以下の温度域で実施することが好ましい。
焼鈍後の鋼板（熱延鋼板あるいは冷延鋼板）に電気亜鉛めっき処理を施す場合は、室温でｐＨを１〜３に調整した亜鉛めっき浴中、もしくは亜鉛‐ニッケル浴中に鋼板を浸漬し、電流を流すことで電気亜鉛めっき処理を施す。その際、電流量や電解時間等の調整によって、めっき付着量を調整することが好ましい。
例えば、焼鈍後の鋼板（熱延鋼板あるいは冷延鋼板）に溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、４２０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。
また、溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施す場合は、５００℃以上６００℃以下の温度域で実施することが好ましい。
焼鈍後の鋼板（熱延鋼板あるいは冷延鋼板）に電気亜鉛めっき処理を施す場合は、室温でｐＨを１〜３に調整した亜鉛めっき浴中、もしくは亜鉛‐ニッケル浴中に鋼板を浸漬し、電流を流すことで電気亜鉛めっき処理を施す。その際、電流量や電解時間等の調整によって、めっき付着量を調整することが好ましい。
以上に説明した本発明の製造方法によれば、焼鈍工程における焼鈍温度、冷却停止温度、滞留温度および滞留時間を制御することで、得られる高強度鋼板の鋼組織におけるマルテンサイト粒径、マルテンサイトのアスペクト比およびマルテンサイト中の炭素濃度を制御することができ、低降伏比の高強度鋼板を得ることが可能となる。さらに、本発明の低降伏比の高強度鋼板は、表面特性にも優れるため、自動車構造部材に好適に用いることも可能となる。
［実施例１］
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
１．評価用鋼板の製造
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素材を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０ｍｍ厚まで、表２−１〜表２−３に示す条件で熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。なお、仕上げ圧延の圧下率は全条件で８０〜９０％の範囲内だった。次いで、得られた熱延鋼板の一部については冷間圧延した。冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工し、板厚３．２ｍｍにした後、板厚２．２４〜０．８ｍｍまで、表２−１〜表２−３に示す条件で冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた熱延鋼板および冷延鋼板に、表２−１〜表２−３に示す条件で焼鈍を行い、鋼板を製造した。なお、表１の空欄（表１中の「−」を表記した欄）は、意図的に添加していないことを表しており、０質量％ではなく、不可避的に入っている場合がある。
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素材を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０ｍｍ厚まで、表２−１〜表２−３に示す条件で熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。なお、仕上げ圧延の圧下率は全条件で８０〜９０％の範囲内だった。次いで、得られた熱延鋼板の一部については冷間圧延した。冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工し、板厚３．２ｍｍにした後、板厚２．２４〜０．８ｍｍまで、表２−１〜表２−３に示す条件で冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた熱延鋼板および冷延鋼板に、表２−１〜表２−３に示す条件で焼鈍を行い、鋼板を製造した。なお、表１の空欄（表１中の「−」を表記した欄）は、意図的に添加していないことを表しており、０質量％ではなく、不可避的に入っている場合がある。
２．評価方法
各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の機械的特性を評価した。各組織分率の調査および各評価の方法は次のとおりである。
各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の機械的特性を評価した。各組織分率の調査および各評価の方法は次のとおりである。
＜フェライト、マルテンサイトの面積率＞
フェライトおよびマルテンサイトは、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライトおよびマルテンサイトの面積率を調査（測定）した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、フェライトは黒色の組織を呈している。
フェライトおよびマルテンサイトは、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライトおよびマルテンサイトの面積率を調査（測定）した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、フェライトは黒色の組織を呈している。
なお、本発明による鋼板の鋼組織は、板厚方向で表層から１０μｍの範囲を除き、どの板厚位置でも板厚方向で一様である。そのため、板厚測定位置は、上記した鋼組織が一様に存在する範囲内において、どの位置で測定してもよい。本発明では、板厚方向で板厚１／４の厚さにおいて鋼組織を観察した。
＜マルテンサイトの平均結晶粒径、マルテンサイトのアスペクト比＞
マルテンサイトの平均結晶粒径およびマルテンサイトのアスペクト比は、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像の１つに含まれるマルテンサイト全ての長辺と短辺を測定し、それらの平均をマルテンサイトの平均結晶粒径として算出した。また、マルテンサイトのアスペクト比は、測定した長辺を短辺で除することで算出した。
マルテンサイトの平均結晶粒径およびマルテンサイトのアスペクト比は、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像の１つに含まれるマルテンサイト全ての長辺と短辺を測定し、それらの平均をマルテンサイトの平均結晶粒径として算出した。また、マルテンサイトのアスペクト比は、測定した長辺を短辺で除することで算出した。
なお、本発明による鋼板の鋼組織は、板厚方向で表層から１０μｍの範囲を除き、どの板厚位置でも板厚方向で一様である。そのため、板厚測定位置は、上記した鋼組織が一様に存在する範囲内において、どの位置で測定してもよい。本発明では、板厚方向で板厚１／４の厚さにおいて鋼組織を観察した。
＜アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度＞
マルテンサイト中の炭素濃度は、各鋼板の板厚１／４の厚さまで研削した後、試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨してからＸ線回折法により測定した。Ｘ線としてはＣｏ−Ｋα線を用いた。本発明では、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）で、加速電圧が７ｋＶ、測定点間隔が８０ｎｍの条件で、２２．５μｍ×２２．５μｍの領域を３視野測定し、測定後のデータを検量線法を用いてＣの濃度に変換する。同時に取得したＩｎＬｅｎｓ検出器によるＳＥＭ像と比較することで、マルテンサイトを判別し、測定視野内のアスペクト比が３以下のマルテンサイトの炭素濃度の平均値を３視野分算出し、それらの値を平均して算出した。
マルテンサイト中の炭素濃度は、各鋼板の板厚１／４の厚さまで研削した後、試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨してからＸ線回折法により測定した。Ｘ線としてはＣｏ−Ｋα線を用いた。本発明では、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）で、加速電圧が７ｋＶ、測定点間隔が８０ｎｍの条件で、２２．５μｍ×２２．５μｍの領域を３視野測定し、測定後のデータを検量線法を用いてＣの濃度に変換する。同時に取得したＩｎＬｅｎｓ検出器によるＳＥＭ像と比較することで、マルテンサイトを判別し、測定視野内のアスペクト比が３以下のマルテンサイトの炭素濃度の平均値を３視野分算出し、それらの値を平均して算出した。
なお、本発明による鋼板の鋼組織は、板厚方向で表層から１０μｍの範囲を除き、どの板厚位置でも板厚方向で一様である。そのため、板厚測定位置は、上記した鋼組織が一様に存在する範囲内において、どの位置で測定してもよい。本発明では、板厚方向で板厚１／４の厚さにおいて鋼組織を観察した。
＜残部組織の面積率＞
上記の残部組織は、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、残部組織の面積率を調査（測定）した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。パーライトはフェライト内にセメンタイトが層状に析出した組織であり、ベイナイトはフェライト内にセメンタイトが球状に析出した組織であり、残留オーステナイトは黒色の組織を呈している。
上記の残部組織は、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、残部組織の面積率を調査（測定）した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。パーライトはフェライト内にセメンタイトが層状に析出した組織であり、ベイナイトはフェライト内にセメンタイトが球状に析出した組織であり、残留オーステナイトは黒色の組織を呈している。
なお、本発明による鋼板の鋼組織は、板厚方向で表層から１０μｍの範囲を除き、どの板厚位置でも板厚方向で一様である。そのため、板厚測定位置は、上記した鋼組織が一様に存在する範囲内において、どの位置で測定してもよい。本発明では、板厚方向で板厚１／４の厚さにおいて鋼組織を観察した。
＜機械的特性＞
各鋼板の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．４ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行った。各試験片を用いて、引張強度（表３−１〜表３−３ではＴＳと表記）および降伏強度（表３−１〜表３−３ではＹＳと表記）をそれぞれ測定した。降伏比（表３−１〜表３−３ではＹＲと表記）はＹＳをＴＳで除することにより算出した。
各鋼板の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．４ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行った。各試験片を用いて、引張強度（表３−１〜表３−３ではＴＳと表記）および降伏強度（表３−１〜表３−３ではＹＳと表記）をそれぞれ測定した。降伏比（表３−１〜表３−３ではＹＲと表記）はＹＳをＴＳで除することにより算出した。
＜化成処理性＞
各鋼板を市販のアルカリ脱脂液で脱脂し、次に、表面調整液に浸漬し、その後、リン酸塩処理液（日本パーカライジング（株）製、パルボンドＰＢ−Ｌ３０８０）に、浴温：４０℃、処理時間：１２０秒の条件で浸漬する化成処理を行った。化成処理後の鋼板表面を目視で確認することで化成結晶の被覆率を算出した。ここでは、化成結晶の被覆率が面積率で９５％以上の場合を記号「○」で示し、９０％以上９５％未満の場合を記号「△」で示し、９０％未満の場合を記号「×」で示した。記号が「○」および「△」の場合を、均一な化成結晶が生成されたものとし、化成処理性が良好と評価した。
各鋼板を市販のアルカリ脱脂液で脱脂し、次に、表面調整液に浸漬し、その後、リン酸塩処理液（日本パーカライジング（株）製、パルボンドＰＢ−Ｌ３０８０）に、浴温：４０℃、処理時間：１２０秒の条件で浸漬する化成処理を行った。化成処理後の鋼板表面を目視で確認することで化成結晶の被覆率を算出した。ここでは、化成結晶の被覆率が面積率で９５％以上の場合を記号「○」で示し、９０％以上９５％未満の場合を記号「△」で示し、９０％未満の場合を記号「×」で示した。記号が「○」および「△」の場合を、均一な化成結晶が生成されたものとし、化成処理性が良好と評価した。
３．評価結果
上記した調査結果および評価結果を、それぞれ表３−１〜表３−３に示す。
上記した調査結果および評価結果を、それぞれ表３−１〜表３−３に示す。
本実施例１では、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ＹＲが０．６３以下および化成処理性が良好のものを合格とし、表３−１〜表３−３の備考に発明例として示した。一方、ＴＳが５９０ＭＰａ未満、ＹＲが０．６３超え、および化成処理性が良好ではないもののいずれか１つ以上に該当するものを不合格とし、表３−１〜表３−３の備考に比較例として示した。
［実施例２］
［実施例２］
１．評価用鋼板の製造
表１に示す鋼種Ａ、Ｆ、Ｙに対して、表４に示す条件で熱間圧延を施した熱延鋼板、および熱間圧延後に冷間圧延を施した冷延鋼板を用い、表４に示す条件で焼鈍を行い、亜鉛めっき処理を施し、めっき鋼板を製造した。なお、熱間圧延における仕上げ圧延の圧下率は、全条件で８０〜９０％の範囲内だった。表４に示す「ＧＩ」は溶融亜鉛めっき鋼板であり、「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、「ＥＧ」は電気亜鉛めっき鋼板である。
溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍後の鋼板（熱延鋼板あるいは冷延鋼板）に溶融亜鉛めっき処理を施す際に、４２０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施す際に、５００℃以上６００℃以下の温度域で実施した。
また、電気亜鉛めっき鋼板は、焼鈍後の鋼板（熱延鋼板あるいは冷延鋼板）に電気亜鉛めっき処理を施す際に、室温でｐＨを１〜３に調整した亜鉛めっき浴中、もしくは亜鉛‐ニッケル浴中に鋼板を浸漬し、電流を流すことで電気亜鉛めっき処理を施した。
表１に示す鋼種Ａ、Ｆ、Ｙに対して、表４に示す条件で熱間圧延を施した熱延鋼板、および熱間圧延後に冷間圧延を施した冷延鋼板を用い、表４に示す条件で焼鈍を行い、亜鉛めっき処理を施し、めっき鋼板を製造した。なお、熱間圧延における仕上げ圧延の圧下率は、全条件で８０〜９０％の範囲内だった。表４に示す「ＧＩ」は溶融亜鉛めっき鋼板であり、「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、「ＥＧ」は電気亜鉛めっき鋼板である。
溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍後の鋼板（熱延鋼板あるいは冷延鋼板）に溶融亜鉛めっき処理を施す際に、４２０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施す際に、５００℃以上６００℃以下の温度域で実施した。
また、電気亜鉛めっき鋼板は、焼鈍後の鋼板（熱延鋼板あるいは冷延鋼板）に電気亜鉛めっき処理を施す際に、室温でｐＨを１〜３に調整した亜鉛めっき浴中、もしくは亜鉛‐ニッケル浴中に鋼板を浸漬し、電流を流すことで電気亜鉛めっき処理を施した。
２．評価方法
各種製造条件で得られた鋼板（めっき鋼板）に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の機械的特性を評価した。各組織分率の調査および各評価の方法は実施例１に記載の方法と同様である。
各種製造条件で得られた鋼板（めっき鋼板）に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の機械的特性を評価した。各組織分率の調査および各評価の方法は実施例１に記載の方法と同様である。
＜めっき付着性＞
めっき後の鋼板の外観を目視観察し、不めっき欠陥が全くないものに記号「○」を、不めっき欠陥が発生したものに記号「×」を、不めっき欠陥はないがめっき外観ムラなどが生じたものに記号「△」を付与した。なお、不めっき欠陥とは数μｍ〜数ｍｍ程度のオーダーで、めっきが存在せず、鋼板が露出している領域を意味する。記号が「○」および「△」の場合を、十分にめっきが付着したものとし、めっき付着性が良好と評価した。
めっき後の鋼板の外観を目視観察し、不めっき欠陥が全くないものに記号「○」を、不めっき欠陥が発生したものに記号「×」を、不めっき欠陥はないがめっき外観ムラなどが生じたものに記号「△」を付与した。なお、不めっき欠陥とは数μｍ〜数ｍｍ程度のオーダーで、めっきが存在せず、鋼板が露出している領域を意味する。記号が「○」および「△」の場合を、十分にめっきが付着したものとし、めっき付着性が良好と評価した。
３．評価結果
上記した調査結果および評価結果を、それぞれ表５に示す。
上記した調査結果および評価結果を、それぞれ表５に示す。
本実施例２では、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ＹＲが０．６３以下およびめっき付着性が良好のものを合格とし、表５の備考に発明例として示した。一方、ＴＳが５９０ＭＰａ未満、ＹＲが０．６３超え、およびめっき付着性が良好ではないもののいずれか１つ以上に該当するものを不合格とし、表５の備考に比較例として示した。
Claims (7)
- 成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０６％以上０．１２０％以下、
Ｓｉ：０．３％以上０．７％以下、
Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、主相のフェライトと、鋼組織全体に対する面積率で１０％以上５０％未満のマルテンサイトを有し、
前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であり、
前記マルテンサイト全体に対する、アスペクト比が３以下のマルテンサイトの割合が６０面積％以上であり、
前記アスペクト比が３以下のマルテンサイト中の炭素濃度が、質量％で、０．３０％以上０．９０％以下である高強度鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．１５％未満、
Ｖ：０．００１％以上０．０５％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
記
Ａ群：Ｎｂ：０．００１％以上０．０２％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０２％以下のうちから選ばれた１種又は２種
Ｂ群：Ｃｕ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上０．１０％以下のうちから選ばれた１種又は２種
Ｃ群：Ｂ：０．０００１％以上０．００２％以下 - 鋼板の表面にめっき層を有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上ＡＣ３点以下で３０秒以上保持し、
該焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度：５℃／秒以上、冷却停止温度：３５０℃以下の条件で冷却し、
その後、Ｔ１温度（℃）を２００〜２５０℃の温度範囲における任意の温度とするとき、
３５０℃から３００℃までの温度域の滞留時間：５０秒以下、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域の滞留時間：１０００秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延工程を施し、次いで前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に冷間圧延工程を施し、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上ＡＣ３点以下で３０秒以上保持し、
該焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度：５℃／秒以上、冷却停止温度：３５０℃以下の条件で冷却し、
その後、Ｔ１温度（℃）を２００〜２５０℃の温度範囲における任意の温度とするとき、
３５０℃から３００℃までの温度域の滞留時間：５０秒以下、３００℃未満からＴ１温度（℃）までの温度域の滞留時間：１０００秒以下の条件で滞留する焼鈍工程を施す高強度鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程後に、めっき処理を施す請求項５または６に記載の高強度鋼板の製造方法。
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