JPWO2017154401A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

優れた延性および伸びフランジ性を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供する。所定成分組成からなり、かつＣ／Ｍｎは０．０８以上０．２０以下を有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、全組織に対する面積率で、フェライトとベイニティックフェライトの合計が４０％以上７０％以下、マルテンサイトが５％以上３５％以下、残留オーステナイトが５％以上３０％以下、さらにベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）の割合が全マルテンサイト（残留オーステナイトを含む）の６０％以上であり、測定間隔０．５μｍで測定した微小硬さの硬度差が、４．０ＧＰａ以下である割合が７０％以上であり、全組織に対する８．０ＧＰａ以下の微小硬さを有する組織の割合が８５％以上である。

Description

本発明は、複雑な形状にプレス成形される自動車部品などに用いて好適な延性および伸びフランジ性に優れる、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保全の観点から自動車の燃費向上が要求され、自動車車体の軽量化が進められている。また衝突時における乗員の安全性確保の観点から自動車車体の衝突安全性向上も要求されている。このような要求に鑑み、自動車車体に対してＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用が拡大している。

しかし、一般に、鋼板が高強度化すれば、延性と伸びフランジ性は低下する。このため、高強度化しても高い延性と高い伸びフランジ性を有する高強度鋼板の開発が望まれている。

このような要求に対して、例えば特許文献１には、全金属組織に占めるマルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計の占積率が９０％以上の鋼板を、Ａｃ_３点以下であってＡｃ_３点−５０℃以上の温度に加熱保持し、Ｍｓ点以下まで冷却した後、焼戻す熱処理を行うことで、金属組織の大部分を微細な焼戻しマルテンサイト相とし、かつ残留オーステナイト相の体積比率を３％以下に抑えた、延性および伸びフランジ性を向上させた高強度鋼板が開示されている。

特許文献２には、Ｍｏ、Ｖの添加を必須と規定し、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトのいずれか１種類以上を面積率にて７０％以上、残留オーステナイトを面積率にて５％以下とする組織を有する、耐遅れ破壊特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、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイトからなる組織を有し、鋼板表面のＭｎ−Ｓｉ複合酸化物の個数とＳｉを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率を規定した、塗膜密着性と延性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。

特許第４２９１８６０号公報 特許第４３６２３１９号公報 特許第３８８９７６８号公報

しかしながら、特許文献１は、金属組織の大部分を微細な焼戻しマルテンサイト相とすることで高い伸びフランジ性を有しているものの、残留オーステナイト相の体積比率が３％以下と低い。このため、引張強度９８０ＭＰａ以上での伸び（ＥＬ）は高々１６％であり、十分な延性を有さない問題がある。

特許文献２は、高価なＭｏ、Ｖの添加を必須と規定するだけで、加工性に関する知見はない。実際、残留オーステナイトの体積分率が少ないので、延性に問題が残っている。

特許文献３は、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が多すぎるために、十分なＴＳ×λバランスを達成できない場合がある。

本発明は係る問題に鑑み、優れた延性および伸びフランジ性を有し、かつＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究した結果、粒径が１μｍ以上２５μｍ以下でありブロック間隔が３μｍ以下である、ベイナイトとマルテンサイトの合計が鋼板の全組織に対して８０％以上である組織を有する鋼板に対して、焼鈍温度までの昇温速度、焼鈍温度、焼鈍後の冷却速度、および冷却停止温度を厳密に制御することで、金属組織中のフェライト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの鋼板組織全体に対する面積率を調整する。また、ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）の割合と、ナノ硬度（以下、微小硬さと称する場合もある。）の硬度差を制御する。その結果、従来よりも格段に優れた延性と伸びフランジ性を有し、かつＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られることを見出した。本発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］ 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１％以上１．００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０２００％以下を含有し、Ｃ／Ｍｎは０．０８以上０．２０以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、全組織に対する面積率で、フェライトとベイニティックフェライトの合計が４０％以上７０％以下、マルテンサイトが５％以上３５％以下、残留オーステナイトが５％以上３０％以下、さらにベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）の割合が全マルテンサイト（残留オーステナイトを含む）に対して６０％以上であり、測定間隔０．５μｍで測定した微小硬さの硬度差が４．０ＧＰａ以下である割合が全圧痕数に対して７０％以上であり、８.０ＧＰａ以下の微小硬さを有する組織の、全組織に対する割合が８５％以上である高強度鋼板。
［２］ 前記成分組成に加えて、質量％で、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％以下より選ばれる１種または２種以上を含有する上記［１］に記載の高強度鋼板。
［３］ 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下より選ばれる１種または２種以上を含有する上記［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］ 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下より選ばれる１種または２種を含有する上記［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］ 上記［１］〜［４］のいずれかに記載の成分組成を有し、粒径が１μｍ以上２５μｍ以下でありブロック間隔が３μｍ以下である、ベイナイトとマルテンサイトの合計が全組織に対して８０％以上である組織を有する鋼板に対して、７００℃まで平均昇温速度１５℃／秒以上で加熱し、７４０℃以上８６０℃以下の温度域で６０秒以上６００秒以下保持し、３５０℃以上５５０℃以下の温度域まで平均冷却速度５０℃／秒以下で冷却し、引き続き、３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０秒以上１２００秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。
［６］さらに、めっき処理を施す上記［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］ 前記めっき処理は、溶融めっき処理、電気めっき処理のいずれかである上記［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］ さらに、前記めっき処理後、合金化処理温度４５０〜６００℃で合金化処理を行う上記［６］または［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。

なお、本発明において、高強度鋼板とは、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板であり、熱延鋼板、冷延鋼板、めっき処理、合金化めっき処理などの表面処理を熱延鋼板、冷延鋼板に施した鋼板を含むものである。また、本発明において、延性に優れたとは、伸び（ＥＬ）が２０％以上であることを、また、伸びフランジ性に優れたとは、引張強度（ＴＳ）と穴拡げ率（λ）の積の値、すなわち伸びフランジ性（ＴＳ×λ）が２２０００ＭＰａ・％以上であることを意味する。さらに、本発明において鋼板とは、熱延鋼板の場合は、板厚が１．２〜６．０ｍｍの範囲を、また、冷延鋼板の場合およびめっき鋼板の場合は、板厚が０．６〜２．６ｍｍの範囲を意味する。

本発明によれば、ＴＳ：９８０ＭＰａ以上を有し、かつ延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板は、ＥＬ：２０％以上、ＴＳ×λ：２２０００ＭＰａ・％以上と延性および伸びフランジ性に優れるため、複雑な形状にプレス成形される自動車部品用として好適である。さらに、本発明により製造した構造部品を自動車車体に適用することにより、一層の衝突安全性の向上と車体軽量化による燃費向上が達成されるので、産業の発展に大きく寄与することができる。なお、本発明では、延性と伸びフランジ性のすべてに優れた場合を、加工性に優れたと称する場合もある。

図１は、ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）を説明する一部拡大略図である。

以下、本発明の高強度鋼板の成分組成と、組織の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。

Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下
Ｃは、強度に寄与する元素であり、鋼中に固溶してあるいは炭化物として析出して、鋼の強度を増加させる作用がある。さらに、延性の向上に寄与する重要な元素であり、残留オーステナイトに濃化することでその安定化を高める作用がある。ＴＳ：９８０ＭＰａ以上において、これらの作用を利用するためには、０．１０％以上含有させることが必要である。一方、過度の含有は、強度上昇による伸びフランジ性の低下を招くとともに溶接性を損なう場合がある。よって、上限は０．３５％以下とする。従って、Ｃは０．１０％以上０．３５％以下とする。好ましくは、０．１８％以上である。好ましくは、０．２８％以下である。

Ｓｉ：０．５％以上２．０％以下
Ｓｉは、固溶強化による鋼の高強度化に加え、加工硬化能を高めてフェライトの延性改善にも寄与する。また本発明では、オーステナイト中へのＣ濃化を促進させ、残留オーステナイトの安定化にも寄与する。これらの作用を得るためには０．５％以上含有させることが必要である。一方、２．０％を超える含有は、その効果を飽和させるだけでなく、表面性状に甚大な問題を生じるとともに、化成処理性やめっき性の低下を招く恐れがある。従って、Ｓｉは０．５％以上２．０％以下とする。好ましくは、１．０％以上である。好ましくは、１．６６％以下である。

Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下
Ｍｎは、マルテンサイトを所望量生成させることで、高強度化に寄与する。本発明の目的とする強度を得るためには、１．５％以上含有させることが必要である。一方、３．０％を超える含有は、焼入れ性の向上により、マルテンサイトが過剰に生成される。マルテンサイトが過剰に生成されることにより、８.０ＧＰａ超の微小硬さを有する組織の割合が増加し、伸びフランジ性の低下を招く。また、残留オーステナイトの生成を抑制する作用もあるため、本発明の目的とする残留オーステナイト量が得られず、加工性の低下を招く。従って、Ｍｎは１．５％以上３．０％以下とする。好ましくは、１．５％以上である。好ましくは、２．５％以下である。

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入するものであり、鋼の強化には有効な元素であるが、溶接性を低下させるため、０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０３０％以下である。なお、Ｐは、低減することが好ましいが、０．００１％に満たないとその精製に過剰なコストがかかる。よって、Ｐの下限は０．００１％以上が好ましい。

Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に混入するものであり、粗大なＭｎＳなどの介在物を形成し、局部延性を著しく低下させるため、０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下である。なお、Ｓは、０．０００１％に満たないとその精製に過剰なコストがかかる。よって、Ｓの下限は０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは、０．０００５％以上である。

Ａｌ：０．００１％以上１．００％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に、オーステナイト中へのＣ濃化を促進させ、残留オーステナイトを安定化する作用がある。残留オーステナイト生成促進の観点から、Ａｌは０．００１％以上含有させる必要がある。しかし、多量に添加すると製造コストが高騰する。従って、Ａｌは０．００１％以上１．００％以下とする。好ましくは０．０３％以上である。好ましくは、０．６％以下である。

Ｎ：０．０００５％以上０．０２００％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に混入するものであり、Ａｌなどの炭窒化物形成元素と結びつくことで析出物を形成し、強度向上や組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、０．０００５％以上の含有が必要である。一方、Ｎは０．０２００％を越えて多量に含有すると耐時効性を低下させる。このため、Ｎは０．０００５％以上０．０２００％以下とする。

Ｃ／Ｍｎ：０．０８以上０．２０以下
残留オーステナイトは歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に、歪みを受けた部分がマルテンサイトに変態することで変形部が硬質化し、歪の局所化を防ぐ効果がある。上述のとおり、Ｃは残留オーステナイトの安定化に寄与するが、Ｍｎは残留オーステナイトの生成を抑制する作用があるため、Ｃ／Ｍｎを適切に制御する必要がある。Ｃ／Ｍｎが０．０８に満たない場合は、Ｃが少なくＭｎが多い。このため、残留オーステナイトの安定性が低くなり、かつ、残留オーステナイトの生成を抑制するので、安定な残留オーステナイトを所望量生成させることができない。一方で、Ｃ／Ｍｎが０．２０を超える場合は、Ｃが多くＭｎが少ない。このため、残留オーステナイト中のＣ濃度が過度に上昇し、歪誘起によるマルテンサイト変態時に、マルテンサイトが過度に硬質化するため加工性の低下を招く。従って、Ｃ／Ｍｎは０．０８以上０．２０以下とする。好ましくは、０．１８以下である。

残部は鉄および不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲においては、上記以外の成分を拒むものではない。

以上の必須元素で本発明の鋼板は目的とする特性が得られるが、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。

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％以下より選ばれる１種または２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、炭窒化物を形成し析出強化の作用および結晶粒を微細化する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは０．００５％以上含有することが好ましい。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを０．１００％超えて含有した場合、その効果が飽和する。また、過度の添加はコストアップの要因になる。従って、それぞれＴｉは０．００５％以上０．１００％以下、Ｎｂは０．００５％以上０．１００％以下、Ｖは０．００５％以上０．１００％以下が好ましい。

Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、より選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂは、焼入れ性を高め、マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏはそれぞれ０．０５％以上、Ｃｕは０．００５％以上、Ｂは０．０００１％以上を含有することが好ましい。一方、それぞれＣｒ、Ｍｏを１．０％超、Ｎｉを０．５０％超、Ｃｕを０．５００％超、Ｂを０．０１００％超えて含有した場合、過度にマルテンサイトが生成されるため、延性の低下を招くおそれがある。従って、それぞれＣｒは０．０５％以上１．０％以下、Ｎｉは０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｏは０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕは：０．００５％以上０．５００％以下、Ｂは０．０００１％以上０．０１００％以下が好ましい。

Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下より選ばれる１種または２種
Ｃａ、ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、局部延性の低下抑制に有効である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃａは０．０００１％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上を含有することが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭを０．００５０％超えて含有した場合、その効果が飽和する。従って、それぞれＣａは０．０００１％以上０．００５０％以下、ＲＥＭは０．０００５％以上０．００５０％以下が好ましい。

次に、本発明の高強度鋼板の重要な要件である金属組織等について説明する。なお、以下の面積率は、鋼板組織全体に対する面積率とする。

フェライトとベイニティックフェライトの合計の面積率：４０％以上７０％以下
フェライトは焼鈍後の冷却中に生成され、鋼の延性向上に寄与する。ベイニティックフェライトは冷却停止温度に保持中に生成され、生成される際にはき出されるＣがオーステナイト中に濃化することで、残留オーステナイトの安定性を高める効果がある。これとともに、変形時には、歪みを受けた残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで変形部が硬質化し、歪の局所化を防ぐ効果もある。フェライトとベイニティックフェライトの合計の面積率が４０％に満たない場合、延性の確保が困難になる。一方、フェライトとベイニティックフェライトの合計の面積率が７０％を超える場合、９８０ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難になる。従って、フェライトとベイニティックフェライトの合計の面積率は、４０％以上７０％以下とする。好ましくは、４５％以上である。好ましくは、６５％以下である。なお、フェライト、ベイニティックフェライトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

なお、フェライトとベイニティックフェライトの割合は特に限定しないが、好ましくは、フェライトが全組織に対して１０％以下、または、ベイニティックフェライトが、フェライトとベイニティックフェライトの合計に対して７５％以上である。

マルテンサイトの面積率：５％以上３５％以下
本発明では、強度確保のため、組織中にマルテンサイトを一部導入するが、マルテンサイトの面積率が３５％超であると成形性が確保できなくなる。一方、マルテンサイトの面積率が５％未満であると所望の強度を得ることができない。従って、マルテンサイトの面積率は、５％以上３５％以下とする。好ましくは、１０％以上である。好ましくは、３０％以下である。なお、マルテンサイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

残留オーステナイトの面積率：５％以上３０％以下
残留オーステナイトは、歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に、歪みを受けた部分がマルテンサイトに変態することで変形部が硬質化し、歪の局所化を防ぐ。９８０ＭＰａ以上のＴＳを維持しながら高加工性化するためには、面積率で５％以上の残留オーステナイトを有する必要がある。一方、残留オーステナイトは、面積率で３０％を超えて存在するとプレス成形時にフランジ部に割れが生じやすくなる。従って、残留オーステナイトの面積率は５％以上３０％以下とする。好ましくは、１０％以上である。好ましくは、２５％以下である。なお、残留オーステナイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）の割合が全マルテンサイト（残留オーステナイトを含む）に対する割合：６０％以上
残留オーステナイトは、歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に、歪みを受けた部分がマルテンサイトに変態する。マルテンサイトまたは残留オーステナイトがベイニティックフェライトと隣接している場合に比べ、フェライトと隣接している場合の方が隣接する組織の硬度差が大きくなり、変形時に組織の界面に応力が集中してボイド発生の起点になるため、伸びフランジ性が低下する。よって、ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）の割合が、全マルテンサイト（残留オーステナイトを含む）に対して６０％以上とする。好ましくは、６５％以上である。

ここで、本発明において、「ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）」を次のように定義する。以下、図１を参照しながら説明する。
「ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）」とは、マルテンサイト（残留オーステナイトを含む）が組織境界において１箇所でもベイニティックフェライトと接している状態で、かつ、マルテンサイト（残留オーステナイトを含む）が組織境界において１箇所もフェライトと接していない状態である。具体的には、図１の符号ａ、ｂは「ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）」に該当するが、符号ｃはこれに該当しない。

上記の割合は、以下のように表すことができる。
（（ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む））／（全マルテンサイト（残留オーステナイトを含む））×100≧60
なお、金属組織の面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

測定間隔０．５μｍで測定した微小硬さの硬度差が４．０ＧＰａ以下である割合が全圧痕数に対する割合：７０％以上
微小硬さの硬度差が大きい場合、すなわち、隣り合う組織のナノ硬度の硬度差が大きい場合、変形時に組織の界面に応力が集中してボイド発生の起点になるため、伸びフランジ性の低下を招く。よって、微小硬さの硬度差は、４．０ＧＰａ以下とする。ここで、微小硬さの硬度差とは、測定間隔を０．５μｍで圧痕し測定した場合の、隣り合う測定点（上下左右の４点）における微小硬さの差のうち最大値とする。また、４．０ＧＰａ以下の割合が、７０％未満では所望の伸びフランジ性の確保が困難である。従って、測定間隔０．５μｍで測定した場合の、隣り合う測定点（上下左右の４点）における微小硬さの硬度差が、４．０ＧＰａ以下である割合を全圧痕数（測定数）に対して７０％以上とする。好ましくは７５％以上である。ここでの微小硬さは、ナノインデンテーションにより求めた硬さのことである。なお、微小硬さは、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

８.０ＧＰａ以下の微小硬さを有する組織の、全組織に対する割合：８５％以上
８.０ＧＰａ超の微小硬さを有する組織の割合が多い場合、すなわち、硬質相が増加した場合、強度上昇による伸びフランジ性の低下を招く。よって、微小硬さは８.０ＧＰａ以下とする。ここでは、硬質相はマルテンサイトである。また、８.０ＧＰａ以下の割合が、８５％未満では硬質相の割合が多くなり、強度上昇により伸びフランジ性の確保が困難である。従って、全組織に対する８.０ＧＰａ以下の微小硬さを有する組織の割合は８５％以上とする。なお、微小硬さは、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

次に、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、上記した成分組成を有し、粒径が１μｍ以上２５μｍ以下でありブロック間隔が３μｍ以下である、ベイナイトとマルテンサイトの合計が、全組織に対して８０％以上である組織を有する鋼板に対して、７００℃まで平均昇温速度１５℃／秒以上で加熱し、７４０℃以上８６０℃以下の焼鈍温度で６０秒以上６００秒以下保持し、３５０℃以上５５０℃以下の温度域まで平均冷却速度５０℃／秒以下で冷却し、引き続き、３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０秒以上１２００秒以下保持するものである。

以下、詳細に説明する。
粒径が１μｍ以上２５μｍ以下でありブロック間隔が３μｍ以下である、低温変態相（ベイナイト、マルテンサイト）の合計が、全組織に対する面積率で８０％以上である組織を有する鋼板を出発鋼板とする。

ここで、上記鋼板の製造方法について説明する。上記した組織が得られれば、特にこれを限定しないが、例えば以下の方法で製造することができる。

熱延鋼板を上記鋼板とする場合は、上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製、鋳造して得られたスラブを用い、加熱温度を１２５０℃以上、仕上げ圧延出側温度：８５０℃以上で圧延し、平均冷却速度３０℃／秒以上で巻取温度まで冷却し、巻取温度：３５０℃以上５５０℃以下とする熱間圧延を行う。こうして得られた熱延鋼板は、上記組織を有する鋼板とすることができる。

また、冷延鋼板を上記鋼板とする場合は、上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製、鋳造して得られたスラブを用い、加熱温度を１２５０℃以上、仕上げ圧延出側温度：８５０℃以上で圧延し、平均冷却速度３０℃／秒以上で巻取温度まで冷却し、巻取温度：６００℃以上７００℃以下とする熱間圧延を行う。得られた熱延板は、塩酸酸洗を行った後、圧下率４０％以上で冷間圧延し、均熱温度をＡｃ_３変態点以上、保持時間を６０秒以上６００秒以下、均熱温度から冷却停止温度までの平均冷却速度を５０℃／秒未満、冷却停止温度を３５０℃以上５５０℃以下、３５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間を３０秒以上１２００秒以下とする熱処理を行う。こうして得られた冷延鋼板は、上記組織を有する鋼板とすることができる。

ここで、Ａｃ_３変態点は、以下に示すＡｎｄｒｅｗｓらの式より求めることができる。
Ａｃ_３＝９１０−２０３［Ｃ］^1/2+４５［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］
−１５［Ｎｉ］＋１１［Ｃｒ］＋３２［Ｍｏ］＋１０４［Ｖ］＋４００［Ｔｉ］＋４６０［Ａｌ］
なお、式中の元素記号は鋼板中含有量（質量％）を表す。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。

粒径が１μｍ未満の低温変態相を生成させるためには、例えば強加工による粒の微細化などを行う必要があり、生産性を著しく低下させる。一方、粒径が２５μｍを超える場合やブロック間隔が３μｍを越える場合、最終組織において微小硬さの大きい組織が生成しやすく、伸びフランジ性の低下を招く。さらに、低温変態相が８０％に満たない場合も、最終組織において微小硬さの大きい組織が生成しやすく、伸びフランジ性の低下を招く。従って、粒径が１μｍ以上２５μｍ以下でありブロック間隔が３μｍ以下である低温変態相が全組織に対して８０％以上とする。好ましくは、８５％以上である。本発明における低温変態相とは、ベイナイトとマルテンサイトである。

７００℃までの平均昇温速度：１５℃／秒以上
平均昇温速度が１５℃／秒に満たない場合、出発組織の低温変態相（ベイナイトおよびマルテンサイト）は、昇温中にラス構造を維持したまま逆変態することができず、セメンタイトが析出しやすく、あるいは溶解した際に合体しやすくなる。その結果、逆変態後のオーステナイトが塊状となり、最終組織において微小硬さの大きい組織が増加するため、伸びフランジ性の低下を招く。従って、７００℃までの平均昇温速度が１５℃／秒以上とする。好ましくは、２０℃／秒以上である。

焼鈍温度：７４０℃以上８６０℃以下
焼鈍温度が７４０℃よりも低い場合、焼鈍中にフェライトの体積分率が多くなり、最終的に得られる組織におけるフェライトの面積比率が多くなる。このため、９８０ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難になる。一方、焼鈍温度が８６０℃を越える場合、焼鈍時に出発鋼板組織の低温変態相のラス構造を維持できなくなる。このため、最終組織においてベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイトまたは残留オーステナイトが減り、伸びフランジ性の低下を招く。従って、焼鈍温度は７４０℃以上８６０℃以下とする。好ましくは、７６０℃以上である。好ましくは、８４０℃以下である。

焼鈍温度での保持時間：６０秒以上６００秒以下
焼鈍温度での保持時間が６０秒に満たない場合、焼鈍中にオーステナイト安定化元素であるＣおよびＭｎがオーステナイトへ十分濃化できないため、最終組織における残留オーステナイト中のＣおよびＭｎの濃化が低下する。このため、残留オーステナイトの安定性が低下し、延性の低下を招く。一方、焼鈍温度での保持時間が６００秒を超える場合、焼鈍時のオーステナイト分率が増加するため、最終組織において塊状のマルテンサイトが生成しやすくなる。このため、８．０ＧＰａ超の微小硬さをもつ組織が増加し、伸びフランジ性の低下を招く。従って、焼鈍温度での保持時間は６０秒以上６００秒以下とする。好ましくは、９０秒以上である。好ましくは、３００秒以下である。なお、焼鈍温度での保持時間とは、焼鈍温度、すなわち７４０℃以上８６０℃以下の温度域における、滞留時間をいう。

平均冷却速度：５０℃／秒以下
平均冷却速度が５０℃／秒を超える場合、冷却中にフェライト、ベイニティックフェライトの生成が抑制され、所望量のフェライトとベイニティックフェライトが得られず、延性が低下する。従って、平均冷却速度は５０℃／秒以下とする。好ましくは、３５℃／秒以下である。なお、この冷却は、ガス冷却の他、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを組み合わせて行うことが可能である。

冷却停止温度：３５０℃以上５５０℃以下
冷却を停止する冷却停止温度が５５０℃を超える場合、残留オーステナイトの生成が抑制されるため、延性の低下を招く。一方、３５０℃に満たない場合、過度にマルテンサイト相が生成する。このため、微小硬さの大きい組織が増加し、伸びフランジ性の低下を招く。従って、冷却停止温度は３５０℃以上５５０℃以下とする。好ましくは、３７５℃以上である。好ましくは、５００℃以下である。

３５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間：３０秒以上１２００秒以下
３５０℃以上５５０℃以下での保持時間が３０秒に満たない場合は、所望の量の残留オーステナイトを得ることが困難となり、過度にマルテンサイトが生成する。このため、延性および伸びフランジ性の低下を招く。一方、保持時間が１２００秒以上を超えても、残留オーステナイトの生成量には増加はない。このため延性の顕著な向上は認められず、生産性の低下を招くだけである。従って、３５０℃以上５５０℃以下での保持時間は３０秒以上１２００秒以下とする。好ましくは、６０秒以上９００秒以下である。

以上により、本発明の高強度鋼板が製造される。得られた高強度鋼板は、めっき処理やめっき浴の組成によって材質に影響をおよぼされずに、本発明の効果は得られるため、めっき処理として、溶融めっき処理、合金化溶融めっき処理、電気めっき処理のいずれも施すことができる。例えば、亜鉛めっき鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板、亜鉛アルミめっき鋼板、亜鉛ニッケルめっき鋼板、アルミめっき鋼板、亜鉛マグネシウムめっき鋼板、亜鉛アルミマグネシウムめっき鋼板とすることができる。

めっき処理（好適条件）
めっき浴に浸漬し、めっき処理を行う。例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴は４４０〜５００℃が好ましい。めっき浴が４４０℃未満では亜鉛が溶融しない。一方、５００℃超えではめっきの合金化が過剰に進んでしまう。また、溶融亜鉛めっき処理には、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。

めっき処理後、合金化処理温度４５０〜６００℃で合金化処理（好適条件）
めっき処理後、４５０〜６００℃まで再加熱をおこない、再加熱温度で所定時間保持することで合金化めっき鋼板とすることができる。再加熱温度が４５０℃未満では、合金化が不十分である。一方、６００℃超えでは合金化時に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、延性の低下を招く場合がある。よって、合金化処理温度は４５０〜６００℃が好ましい。なお、合金化処理温度での保持時間は特に限定されないが、保持時間が１ｓ未満では合金化が不十分である。よって、保持時間の下限は１ｓ以上が好ましく、より好ましくは１０秒以上である。保持時間の上限は１２０秒以下が好ましく、より好ましくは３０秒である。なお、再加熱温度とは鋼板表面の温度とする。
その他、目付け量やめっき装置等のめっき条件（要領）については、常法によって行うことができる。

以下、本発明に係る高強度鋼板およびその製造方法の作用・効果について、実施例を用いて説明する。

表１に示す成分組成を有する真空溶解鋼をラボにて溶製し、板厚２０ｍｍのシートバースラブを作製した。これらのシートバースラブを、加熱温度を１２５０℃、仕上げ圧延出側温度を８８０℃で圧延し、圧延終了後４０℃／秒で６５０℃まで冷却し、６５０℃で巻取り相当熱処理を行った熱延板は、塩酸酸洗および圧下率５０％で冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とし、次いで、表２に示す熱処理条件で熱処理を行い、冷延鋼板を製造した。なお、この冷延鋼板を出発鋼板とする。

また、表１に示す成分組成を有する真空溶解鋼をラボにて溶製し、板厚２０ｍｍのシートバースラブを作製した。これらのシートバースラブを、加熱温度を１２５０℃、仕上げ圧延出側温度を８８０℃で圧延し、圧延終了後５０℃／秒で４５０℃まで冷却し、４５０℃で巻取り相当熱処理を行い、熱延鋼板を製造した。なお、この熱延鋼板を出発鋼板とする。

次いで、上記熱延鋼板、上記冷延鋼板に対して、表２に示す熱処理条件で、加熱、焼鈍保持、冷却および冷却停止後の保持を行い、熱延鋼板又は冷延鋼板を得た。一部の鋼板に対しては、次いで０．１３質量％のＡｌを含有する４７５℃の亜鉛めっき浴中に３秒浸漬し、片面当たり付着量４５ｇ／ｍ^２の亜鉛めっき層を形成し亜鉛めっき冷延鋼板を製造した。さらに一部の亜鉛めっき冷延鋼板に対して、合金化処理を行い、引き続き冷却を施して、合金化亜鉛めっき冷延鋼板を作製した。なお、一部の亜鉛めっき冷延鋼板では、合金化処理を行わなかった。

出発鋼板、および上記のようにして得た熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき冷延鋼板、合金化亜鉛めっき冷延鋼板について、下記に示すように、鋼板の組織、機械特性を調査した。得られた結果を表２、表３に示す。

出発鋼板のベイナイトとマルテンサイトの面積率
出発鋼板のベイナイトとマルテンサイトの面積率は、圧延方向断面で、板厚の１／４位置の面をナイタールで腐食後に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより調査した。観察は観察視野５箇所で実施した。倍率が２０００倍の断面組織写真を用い、画像解析により、任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求め、平均値を算出し、これを面積率とした。塊状な形状として観察される黒色領域をフェライト、それ以外の部分で、内部に下部組織、例えばブロック、パケットなどの内部構造が認められるものをベイナイトとマルテンサイトとした。

出発鋼板のベイナイトとマルテンサイトの粒径
ベイナイトとマルテンサイトの粒径は、まずＳＥＭでの観察によりベイナイトとマルテンサイトの旧オーステナイト粒界を求め、画像解析を用いて旧オーステナイト粒界に囲まれる部分の面積から円相当直径を算出し、その平均値を粒径とした。

出発鋼板のベイナイトとマルテンサイトのブロック間隔
ベイナイトとマルテンサイトのブロック間隔は、ＳＥＭ／後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ）を用い、結晶方位の差が15 °以上の大角粒界のうち、結晶粒界、パケット境界を除いた大角粒界で囲われた部分をブロックとし、そのブロックの短径方向の長さを求め、ブロック間隔とした。

以下は、上記のようにして得た熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき冷延鋼板、合金化亜鉛めっき冷延鋼板の測定方法である。

残留オーステナイトの面積率
残留オーステナイトの面積率は、ＣｏのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚１／４付近の面を測定面とする試験片を使用し、ＢＣＣ相の（２００）面および（２１１）面と、ＦＣＣ相の（２００）面、（２２０）面および（３１１）面のピーク強度比から残留オーステナイトの体積率を算出し、３次元的に均質であることから、これを残留オーステナイトの面積率とした。

残留オーステナイト以外の組織全体に占める各組織の面積率
残留オーステナイト以外の組織全体に占める各組織の面積率は、圧延方向断面で、板厚の１／４位置の面をナイタールで腐食後に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより調査した。観察は観察視野５箇所で実施した。倍率が２０００倍の断面組織写真を用い、画像解析により、任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求め、平均値を算出し、これを各組織の面積率とした。

マルテンサイトの面積率
マルテンサイトは、比較的平滑な表面を有し塊状な形状として観察される白色領域を残留オーステナイトを含むマルテンサイトと見做し、その面積率から上記した残留オーステナイトの面積率を引いた値をマルテンサイトの面積率とした。

フェライト、ベイニティックフェライトの面積率
フェライト、ベイニティックフェライトは、塊状な形状として観察される黒色領域で内部に残留オーステナイトやマルテンサイトを含まないものをフェライト、伸長した形状として観察される濃灰色領域をベイニティックフェライトと同定し、各組織の含有面積を求め、これを各組織の面積率とした。

ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）の割合
上記方法により同定された残留オーステナイトを含むマルテンサイトのうち、組織境界において１箇所でもベイニティックフェライトと接し、かつ、組織境界において１箇所もフェライトと接していないものの割合を、ベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）の割合とした。

機械特性
機械特性（引張強度TS、降伏強度YP、伸びEL）は、圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を行って評価した。

穴拡げ率
１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して行った。初期直径ｄ_０＝１０ｍｍの穴を打抜き、頂角：６０°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚を貫通したところでポンチの上昇を停止して、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、次式
穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ₀）/ｄ₀）×100
で算出した。同一番号の鋼板について３回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ％）を求め、伸びフランジ性を評価した。
引張強さと穴拡げ率の積（ＴＳ×λ）を算出して、強度と加工性（伸びフランジ性）のバランスを評価した。

ナノ硬さ（微小硬さ）
微小硬さはナノインデンテーションを用い、電解研磨を施した板厚１／４位置の板面を荷重を２５０μＮで、測定間隔を０．５μｍで、圧痕数計５５０点で行い測定した。微小硬さの硬度差は、隣り合う測定点（上下左右の４点）との微小硬さ差のうち最大値を算出し、求めた。

上記測定の結果を、表３に示す。なお、表３の評価欄の記号○は、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳとλの積（ＴＳ×λ）が２２０００ＭＰａ・％以上、かつＥＬが２０％以上であり、良好であることを示す。一方、記号×は、ＴＳ、ＥＬ、ＴＳ×λのいずれか１つで上記の値を満足せず、劣っていることを示す。

本発明例の鋼板は、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳとλの積（ＴＳ×λ）が２２０００ＭＰａ・％以上、かつＥＬが２０％以上であり、延性および伸びフランジ性に優れていることがわかった。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例の鋼板は実施例からも明らかなように、ＴＳ、ＥＬ、ＴＳ×λの全てを満足しておらず、本発明の鋼板と比較して延性、伸びフランジ性のいずれかが大きく劣っていた。なお、本発明例は全て、
（ベイニティックフェライトの面積率）／（ベイニティックフェライト＋フェライトの面積率）×100≧75％
であった。

Claims (8)

1. 成分組成は、質量％で、
   Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下、
   Ｓｉ：０．５％以上２．０％以下、
   Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｓ：０．０１００％以下、
   Ａｌ：０．００１％以上１．００％以下、
   Ｎ：０．０００５％以上０．０２００％以下を含有し、
   Ｃ／Ｍｎは０．０８以上０．２０以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   組織は、全組織に対する面積率で、
   フェライトとベイニティックフェライトの合計が４０％以上７０％以下、
   マルテンサイトが５％以上３５％以下、
   残留オーステナイトが５％以上３０％以下、
   さらにベイニティックフェライトと隣接するマルテンサイト（残留オーステナイトを含む）の割合が全マルテンサイト（残留オーステナイトを含む）に対して６０％以上であり、
   測定間隔０．５μｍで測定した微小硬さの硬度差が４．０ＧＰａ以下である割合が全圧痕数に対して７０％以上であり、
   ８.０ＧＰａ以下の微小硬さを有する組織の、全組織に対する割合が８５％以上である高強度鋼板。
2. 前記成分組成に加えて、質量％で、
   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％以下より選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 前記成分組成に加えて、質量％で、
   Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、
   Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％以下、
   Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、
   Ｃｕ：０．００５％以上０．５００％以下、
   Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下より選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 前記成分組成に加えて、質量％で、
   Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
   ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下より選ばれる１種または２種を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有し、粒径が１μｍ以上２５μｍ以下でありブロック間隔が３μｍ以下である、ベイナイトとマルテンサイトの合計が全組織に対して８０％以上である組織を有する鋼板に対して、
   ７００℃まで平均昇温速度１５℃／秒以上で加熱し、
   ７４０℃以上８６０℃以下の温度域で６０秒以上６００秒以下保持し、
   ３５０℃以上５５０℃以下の温度域まで平均冷却速度５０℃／秒以下で冷却し、
   引き続き、３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０秒以上１２００秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。
6. さらに、めっき処理を施す請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
7. 前記めっき処理は、溶融めっき処理、電気めっき処理のいずれかである請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
8. さらに、前記めっき処理後、合金化処理温度４５０〜６００℃で合金化処理を行う請求項６または７に記載の高強度鋼板の製造方法。