WO2011087057A1 - 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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俊樹 野中
直樹 松谷
登志男 小川
藤田　展弘
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新日本製鐵株式会社
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    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in formability suitable for a vehicle body and the like and a method for producing the same.
  • a high-strength steel plate may be used.
  • press molding becomes more difficult. This is because, generally, as the strength of the steel plate increases, the yield stress of the steel plate increases and the elongation decreases.
  • a high-strength steel plate for a vehicle body a steel plate that has been subjected to a chemical conversion treatment such as a hot dip galvanizing treatment such as a hot dip galvanized steel plate or a phosphate treatment may be used. Therefore, such high-strength steel sheets are also required to have good hot dip galvanizing property and chemical conversion property.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 describe a TRIP (transformation-induced plasticity) steel sheet that uses a processing-induced transformation of retained austenite.
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • a TRIP steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more also has a problem that the shape freezing property at the time of press molding or the like is low because the yield stress is very high.
  • TRIP steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more. Since the TRIP steel sheet contains a large amount of retained austenite, many voids and dislocations are likely to occur at the interface between martensite generated by induction transformation during processing and the surrounding phase. And hydrogen accumulates in such a place, and delayed destruction occurs.
  • Patent Documents 3 to 6 describe various indexes related to formability. However, by adjusting these indexes within a predetermined range, the formability of stretch flange molding of automotive parts should be sufficient. It is difficult.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet excellent in formability capable of achieving both formability and hot-dip galvanizing processability, and a method for producing the same.
  • the inventors of the present invention relate to DP steel sheets with low yield stress, by making the relationship between the Si content and the Al content appropriate, and by making the hardness distribution appropriate so that the formability and hot dip galvanizing processability are improved. It was found that both can be achieved.
  • the inventors corresponded to the following aspects of the invention.
  • (6) a step of hot rolling to obtain a hot rolled steel strip, Next, a step of pickling the hot-rolled steel strip, Next, a step of cold rolling the steel strip using a tandem rolling mill equipped with a plurality of stands to obtain a cold rolled steel strip, Next, a step of performing continuous annealing of the cold-rolled steel strip in a continuous annealing facility, Next, a step of temper rolling the cold-rolled steel strip, Have
  • the steel strip is mass%, C: 0.03% to 0.20%, Si: 0.005% to 1.0%, Mn: 1.0% to 3.1%, and Al: 0.005% to 1.2%, P content is more than 0% and 0.06% or less, S content is more than 0% and 0.01% or less, N content is more than 0% and 0.01% or less,
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities, Excellent formability, wherein the relationship of formula (C) is established for the cold rolling rate in the first stand of the plurality of stands and the rate of temperature increase in the
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between Al content and Si content, formability, hot dip galvanizing property, and chemical conversion property.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating a relationship between the average value Y ave of the formula (B) and the moldability.
  • FIG. 3 is a view showing a test piece used in the side bend test.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the cold rolling rate r, the heating rate V, and the formability.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the C content, the Mn content, the Cr content, the Mo content, and the holding time.
  • C 0.03% to 0.20%
  • Si 0.005% to 1.0%
  • Mn 1.0% to 3.1% in mass%.
  • Al 0.005% to 1.2%
  • P content is more than 0% and not more than 0.06%
  • S content is more than 0% and not more than 0.01%
  • N content is more than 0% and 0.01% or less
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • the C ensures strength and stabilizes martensite.
  • the C content is less than 0.03%, it is difficult to obtain sufficient strength, and martensite is difficult to be formed.
  • the C content exceeds 0.2%, the strength becomes so high that it is difficult to obtain sufficient ductility, and it is difficult to obtain sufficient weldability. Therefore, the range of C content is 0.03% to 0.2%.
  • the C content is preferably 0.06% or more, and more preferably 0.07% or more.
  • it is preferable that C content is 0.15% or less, and it is more preferable that it is 0.12% or less.
  • Si ensures strength and ductility, exhibits deoxidation, and improves hardenability.
  • the Si content is less than 0.005%, it is difficult to obtain a sufficient deoxidizing action, and it is difficult to obtain sufficient hardenability.
  • the Si content exceeds 1.0%, it is difficult to obtain sufficient chemical conversion treatment properties and hot dip galvanization treatment properties. Therefore, the range of Si content is 0.005% to 1.0%.
  • the Si content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.7% or less.
  • the Si content is more preferably 0.6% or less, and even more preferably 0.1% or less.
  • Mn ensures strength, delays the formation of carbides, and is effective in generating ferrite.
  • the Mn content is less than 1.0%, it is difficult to obtain sufficient strength, and ferrite is not sufficiently generated, so that it is difficult to obtain sufficient ductility.
  • the Mn content exceeds 3.1%, the hardenability becomes too high, martensite is excessively generated, and the strength becomes too high. As a result, it becomes difficult to obtain sufficient ductility and large variations in characteristics are likely to occur. Therefore, the range of Mn content is 1.0% to 3.1%.
  • the Mn content is preferably 1.2% or more, and more preferably 1.5% or more. Further, the Mn content is preferably 2.8% or less, and more preferably 2.6% or less.
  • Al promotes the formation of ferrite, improves the ductility, and exhibits a deoxidizing action. If the Al content is less than 0.005%, it is difficult to obtain a sufficient deoxidizing action. On the other hand, when the Al content exceeds 1.2%, inclusions such as alumina increase and it is difficult to obtain sufficient workability. Therefore, the range of Al content is 0.005% to 1.2%.
  • the Al content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.1% or more. Further, the Al content is preferably 1.0% or less, and more preferably 0.8% or less. In addition, even if Al is contained in a large amount, the chemical conversion treatment property and the hot dip galvanization treatment property are not easily lowered.
  • the P content is 0.06% or less.
  • the P content is preferably 0.03% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • the P content is more than 0% and preferably 0.001% or more.
  • the S content is 0.01%.
  • the S content is preferably 0.007% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • the S content is more than 0% and preferably 0.001% or more.
  • the N content is inevitably included, and if the N content exceeds 0.01%, the aging property is lowered. In addition, a large amount of AlN is generated and the action of Al is reduced. Therefore, the N content is 0.01% or less.
  • the N content is preferably 0.007% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • the N content is more than 0% and preferably 0.0005% or more.
  • B contributes to ensuring hardenability and generates BN to increase effective Al.
  • the ferrite fraction when the ferrite fraction is increased, excellent elongation can be secured, but a layered structure may be formed and local ductility may be lowered. B suppresses such a decrease in local ductility.
  • the B content is less than 0.00005%, it is difficult to obtain these effects.
  • the B content exceeds 0.005%, the elongation in the tensile test and the amount of elongation strain in the side bend test (value of elongation at break) are remarkably reduced. Therefore, the range of B content is preferably 0.00005% to 0.005%.
  • the B content is more preferably 0.0001% or more, and still more preferably 0.0005% or more.
  • the B content is more preferably 0.003% or less, and still more preferably 0.002% or less.
  • Mo contributes to securing strength and improving hardenability. When the Mo content is less than 0.01%, it is difficult to obtain these effects. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.5%, the formation of ferrite is suppressed and the ductility is lowered. Moreover, when Mo content exceeds 0.5%, it may become difficult to obtain sufficient chemical conversion property and hot dip galvanization property. Therefore, the range of the Mo content is preferably 0.01% to 0.5%. Here, the Mo content is more preferably 0.03% or more, and even more preferably 0.05% or more. Cr contributes to securing strength and improving hardenability. When the Cr content is less than 0.01%, it is difficult to obtain these effects.
  • the Cr content is preferably in the range of 0.01% to 1.0%.
  • the Cr content is more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.2% or more. Further, the Cr content is more preferably 0.7% or less, and even more preferably 0.5% or less.
  • V, Ti, and Nb contribute to securing strength.
  • V content is less than 0.01%
  • the Ti content is less than 0.01%
  • the Nb content is less than 0.005%
  • the range of V content is preferably 0.01% to 0.1%
  • the range of Ti content is preferably 0.01% to 0.1%
  • the range of Nb content is It is preferably 0.005% to 0.05%.
  • Ca and REM contribute to the control of inclusions and the improvement of hole expansibility.
  • the Ca content is less than 0.0005% and the REM content is less than 0.0005%, it is difficult to obtain these effects.
  • the range of Ca content is preferably 0.0005% to 0.005%, and the range of REM content is preferably 0.0005% to 0.005%.
  • the relationship of formula (A) is established between the Al content and the Si content. 0.3 ⁇ 0.7 ⁇ [Si] + [Al] ⁇ 1.5 (A)
  • [Al] indicates the Al content (%)
  • [Si] indicates the Si content (%).
  • the present inventors have found the above-mentioned effect of Al as a result of intensive studies. Furthermore, as a result of investigating the relationship between the Si content and Al content, the formability, the hot dip galvanizing processability (plating processability), and the chemical conversion processability, the results shown in FIG. 1 were obtained. That is, if the value of “0.7 ⁇ [Si] + [Al]” is less than 0.3, the moldability was insufficient. Moreover, when the value of “0.7 ⁇ [Si] + [Al]” exceeds 1.5, good chemical conversion treatment property and hot dip galvanization treatment property were not obtained.
  • evaluation of formability and evaluation of chemical conversion treatment property and hot dip galvanizing property are, for example, described in Example No. 1-No. 27 and Comparative Example No. 28-No.
  • the evaluation can be performed in the same manner as in the evaluation at 43.
  • the metal structure of the steel sheet according to this embodiment includes ferrite and martensite.
  • Ferrite includes polygonal ferrite and bainetic ferrite.
  • the martensite includes martensite obtained by ordinary quenching and martensite obtained by tempering performed at a temperature of 600 ° C. or lower. In this embodiment, since it has such a metal structure, both tensile strength and ductility can be achieved.
  • the ferrite fraction and martensite fraction are not particularly limited, but the martensite fraction is preferably more than 5%. This is because it becomes difficult to obtain a tensile strength of 500 MPa or more when the martensite fraction is 5% or less.
  • the more preferable ranges of the ferrite fraction and the martensite fraction vary depending on the required tensile strength and elongation. That is, if the ferrite fraction is increased, the elongation can be secured, and if the martensite fraction is increased, the tensile strength can be secured. Therefore, the respective ranges are adjusted based on the balance between the elongation and the tensile strength. It is preferable.
  • the ferrite fraction range is preferably 50% to 90%, and the martensite fraction range is preferably 10% to 40%.
  • the ferrite fraction range is preferably 20% to 60%, and the martensite fraction range is preferably 30% to 60%.
  • the ferrite fraction is preferably 30% or less, and the martensite fraction is preferably 40% or more.
  • the metal structure of the steel sheet according to the present embodiment preferably includes bainite, and the range of the bainite fraction is preferably 10% to 40%.
  • the martensite fraction is higher than the bainite fraction. Note that if austenite remains in the metal structure, the secondary work brittleness and delayed fracture characteristics are likely to deteriorate. For this reason, it is preferable that residual austenite is not substantially contained, but unavoidably less than 3% of retained austenite may be included.
  • the average value Y ave defined by the formula (B) relating to the hardness measured at 100 or more locations using the nanoindenter is 40 or more.
  • Y ave ⁇ (180 ⁇ (X i ⁇ 3) ⁇ 2 / n) (B)
  • n represents the total number of hardness measurement points
  • X i represents the hardness (GPa) at the i-th measurement point (i is a natural number equal to or less than n).
  • the present inventors have found that the elongation strain amount ⁇ measured by the side bend test is superior to the elongation and hole expansion values as an index indicating the formability of a steel sheet used for a vehicle body or the like. It has also been found that as the elongation strain amount ⁇ is increased, the moldability is improved.
  • the present inventors increase the average value Y ave of the formula (B) and increase the product “ ⁇ ⁇ TS of the elongation strain amount ⁇ (%) and the tensile strength TS (MPa).
  • the upper limit of the average value Y ave is not particularly limited, but the maximum value of the average value Y ave obtained in the test conducted by the present inventors was 250.
  • the value of the product “ ⁇ ⁇ TS” is 40000% MPa or more
  • the value of the product “EL ⁇ TS” of the elongation EL (%) and the tensile strength TS (MPa) is 16000% MPa or more. It was also found that it was more preferable and better in moldability.
  • FIG. 3 shows the shape of the test piece.
  • the test piece 1 In order to evaluate stretch flangeability, the test piece 1 is provided with a notch 2 having a large curvature radius. Further, in order to measure the amount of elongation strain after the test, a marking line is inserted. When the test is started, the test piece 1 is bent and broken while receiving a tensile stress in the circumferential direction. In the side bend test, it is determined that a “break” has occurred when a through crack in the thickness direction occurs. That is, unlike the hole expansion test, the elongation strain after the through crack is not affected by the size of the crack. For this reason, variation in crack determination does not occur.
  • the moldability is improved. Furthermore, both hot dip galvanizing processability and chemical conversion processability can be achieved.
  • the hardness distribution represented by the formula (B) reflects the result of the side bend test, and the result of the side bend test is an auto part, etc., rather than the elongation and hole expandability, which are conventional indexes indicating formability. Can be expressed with higher accuracy.
  • the strength of the steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but a tensile strength of, for example, about 590 MPa to 1500 MPa can be obtained depending on the composition.
  • the effect of coexistence of formability, hot dip galvanizing processability and chemical conversion processability is particularly remarkable in a high-strength steel sheet of 980 MPa or more.
  • the cold-rolled steel strip is obtained by cold rolling of the steel strip, and the cold-rolled steel strip is continuously annealed.
  • acquisition of hot steel strip by hot rolling of steel, pickling of hot steel strip, acquisition of cold rolled steel strip by cold rolling of hot steel strip, continuous annealing of cold rolled steel strip, and cold rolling The temper rolling of the steel strip may be performed in this order.
  • hot rolling may be performed under general conditions. However, in order to prevent the strain from being excessively applied to the ferrite grains and the workability from being lowered, it is preferable to perform hot rolling at a temperature equal to or higher than the Ar 3 point. Moreover, when hot rolling is performed at a temperature exceeding 940 ° C., the recrystallized grain size after annealing may become excessively coarse. For this reason, it is preferable to perform hot rolling at 940 degrees C or less. The higher the hot rolling coiling temperature, the more recrystallization and grain growth are promoted, and the workability is improved. However, when the coiling temperature exceeds 550 ° C., scale generation generated during hot rolling is also promoted. For this reason, the time required for pickling may become long.
  • the winding temperature is preferably 550 ° C. or lower.
  • the coiling temperature is less than 400 ° C., the steel sheet is hardened and the load during cold rolling is increased. Accordingly, the winding temperature is preferably 400 ° C. or higher.
  • Pickling may be performed under general conditions.
  • Cold rolling after pickling may be performed under general conditions.
  • the range of the cold rolling reduction is preferably 30% to 70%. If the rolling reduction is less than 30%, it may be difficult to correct the shape of the steel sheet. If the rolling reduction exceeds 70%, the edge of the steel sheet may crack or the shape may be disturbed. It is because.
  • the continuous annealing equipment includes continuous annealing equipment provided in a production line for cold-rolled steel sheets and continuous annealing equipment provided in a production line for continuous hot-dip galvanized steel sheets. 50 ⁇ r1 0.85 ⁇ V ⁇ 300 (C)
  • the present inventors obtained the results shown in FIG. As described above, when the value of “ ⁇ ⁇ TS” is 40000% MPa or more, good moldability can be obtained. Therefore, in FIG. 4, the condition that the value of “ ⁇ ⁇ TS” is 40000% MPa or more is indicated by “ ⁇ ”, and the condition that the value of “ ⁇ ⁇ TS” is less than 40000% MPa is indicated by “x”. . When the value of “r1 0.85 ⁇ V” is less than 50, the ferrite becomes too soft and the hardness difference from the hard phase becomes large.
  • the value of “r1 0.85 ⁇ V” exceeds 300, the ratio of non-recrystallized becomes too high, and the moldability deteriorates.
  • the value of “r1 0.85 ⁇ V” is more preferably 100 or more, and more preferably 250 or less.
  • a c1 point temperature or more it is preferably performed at a temperature + 100 ° C. or less in the range of A c3 point. If the continuous annealing is performed at a temperature lower than the Ac1 point, the structure tends to be non-uniform. On the other hand, when continuous annealing is performed at a temperature exceeding the Ac3 point temperature + 100 ° C., the austenite coarsening suppresses the formation of ferrite and reduces the elongation. Moreover, it is desirable that the annealing temperature is 900 ° C. or less from an economic point of view. Regarding the annealing time, it is preferable to hold for 30 seconds or more in order to eliminate the layered structure. On the other hand, if it is held for 30 minutes or more, the effect is saturated and productivity is lowered. Therefore, it is preferable that the annealing time range is 30 seconds to 30 minutes.
  • the end temperature is preferably 600 ° C. or less. If the end temperature exceeds 600 ° C., austenite tends to remain, and secondary work brittleness and delayed fracture characteristics tend to deteriorate.
  • a tempering treatment for example, hole expansibility and brittleness can be improved.
  • the present inventors When carrying out the hot dip galvanizing treatment after the continuous annealing, the present inventors set the cold rolled steel strip to a temperature of 400 ° C. to 650 ° C. after the hot dip galvanizing treatment, and the time satisfying the relationship of the formula (D) (t seconds) ) It is preferable to hold.
  • t 60 ⁇ [C] + 20 ⁇ [Mn] + 24 ⁇ [Cr] + 40 ⁇ [Mo] (D)
  • [C] indicates the C content (%)
  • [Mn] indicates the Mn content (%)
  • [Cr] indicates the Cr content (%)
  • [Mo] indicates the Mo content ( %).
  • the present inventors investigated the holding time when holding the cold-rolled steel strip at a temperature of 400 ° C. to 650 ° C. after the hot dip galvanizing treatment, and the result shown in FIG. 5 was obtained.
  • ⁇ in FIG. 5 indicates that sufficient tensile strength was obtained, and ⁇ indicates that tensile strength was relatively low.
  • the tensile strength was relatively low. This is because bainite is generated excessively and it is difficult to secure a sufficient martensite fraction.
  • 1-No. 34 and Comparative Example No. 35-No. 52 steels were produced.
  • the steel was cooled and solidified, and then reheated to 1200 ° C., and finish rolling was performed by hot rolling at 880 ° C.
  • finish rolling was performed by hot rolling at 880 ° C.
  • it cooled to 500 degreeC and hold
  • This one-hour holding at 500 ° C. reproduces the heat treatment during hot rolling.
  • the scale was removed from the hot-rolled sheet by pickling, and thereafter, cold rolling was performed at a cold-rolling rate r shown in Table 4 to obtain a cold-rolled sheet.
  • the cold-rolled sheet was heated at a temperature increase rate V shown in Table 4 and annealed at 770 ° C. for 60 seconds. Thereafter, hot dip galvanization was performed, and alloying treatment was performed in an alloying furnace to produce an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • the elongation EL (%) and tensile strength TS (MPa) were measured by a tensile test, and the elongation strain amount ⁇ (%) was measured by a side bend test.
  • a JIS No. 5 piece was used in the tensile test.
  • the side bend test was performed as described above. Then, the value of “EL ⁇ TS” and the value of “ ⁇ ⁇ TS” were obtained.
  • ⁇ ⁇ TS is 40000% MPa or more, it can be said that the tensile strength and ductility are compatible, and if the value of “EL ⁇ TS” is 16000% MPa or more, the tensile strength and It can be said that the ductility is better.
  • the metal structure was observed using an optical microscope. At this time, ferrite was observed after nital etching, and martensite was observed after repeller etching. And the ferrite fraction and the martensite fraction were computed. Furthermore, the surface of the steel plate that had been chemically polished to 1/4 thickness was subjected to X-ray diffraction to calculate the retained austenite fraction. These results are shown in Table 2.
  • hardness X 1 to X 300 was measured at 300 points per sample using a nanoindenter.
  • “TRIBOINDENTER” manufactured by HYSITRON was used as the nanoindenter, and the measurement interval was 3 ⁇ m.
  • an average value Y ave was calculated from the hardnesses X 1 to X 300 . The results are shown in Table 3.
  • chemical conversion treatment properties and hot dip galvanization treatment properties were evaluated.
  • the chemical treatment film was treated with a standard specification using a phosphate treatment agent, and then the properties of the chemical conversion film were observed visually and with a scanning electron microscope. And what coated the steel plate base
  • a phosphating agent “Bt 3080” manufactured by Nippon Parker Rising Co., Ltd., which is a normal car drug, was used.
  • the hot dip galvanizing processability after annealing was performed under the condition that the formula (C) was satisfied, the hot dip galvanizing process was performed using a hot dip galvanizing simulator and observed visually.
  • Example No. 1-No. In No. 34 good hot dip galvanizing property and chemical conversion treatment property were obtained, and high tensile strength and good moldability were obtained. That is, both strength and ductility were compatible.
  • Example No. 1 satisfying the formula (D). 1-No. 32, Example No. 33 and no. The value of “El ⁇ TS” and the value of “ ⁇ ⁇ TS” were higher than 34. *
  • Comparative Example No. not satisfying formula (A) 45 the value of “El ⁇ TS” was less than 16000% MPa, the value of “ ⁇ ⁇ TS” was less than 40000% MPa, and the moldability and tensile strength were not compatible, and the hot dip galvanizing property and the chemical conversion treatment property were also low. . Further, Comparative Example No. which does not satisfy the formula (A). In No. 46, hot dip galvanizing property and chemical conversion treatment property were low.
  • the present invention can be used, for example, in related industries of high-strength steel sheets with excellent formability used for vehicle bodies.

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Abstract

　Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）に関して、式（Ａ）の関係が成立し、ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上である。　０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５　・・・（Ａ）　Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ－３）－２／ｎ）　・・・（Ｂ）　（［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示し、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。）

Description

成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
　本発明は、車体等に好適な成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。
　近年、自動車の燃費の向上のため、車体の軽量化がより一層要求されている。車体の軽量化のためには、強度の高い鋼板を使用すればよいが、強度が高くなるほど、プレス成形が困難となる。これは、一般的に、鋼板の強度が高くなるほど、鋼板の降伏応力が増大し、伸びが低下するからである。また、車体用の高強度鋼板として、溶融亜鉛めっき鋼板等の溶融亜鉛めっき処理又はりん酸塩処理等の化成処理が施されたものが用いられることもある。従って、このような高強度鋼板には、良好な溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性も要求される。
　伸びの改善に関し、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用したＴＲＩＰ（transformation induced plasticity）鋼板が特許文献１及び特許文献２に記載されている。しかし、ＴＲＩＰ鋼板には、多量のＣが含有されているため、ナゲット割れ等の溶接上の問題がある。また、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼板では、降伏応力が非常に高いため、プレス成形時等における形状凍結性が低いという問題もある。
　更に、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度ＴＲＩＰ鋼板には遅れ破壊が発生する懸念がある。ＴＲＩＰ鋼板には残留オーステナイトが多く含まれるため、加工時に誘起変態して生成されたマルテンサイトとその周囲の相との界面に、ボイド及び転位が多く発生しやすい。そして、このような場所に水素が集積し、遅れ破壊が発生するのである。
　また、降伏応力の低減に関し、フェライトを含むＤＰ（dual phase）鋼が特許文献３に記載されている。しかし、このＤＰ鋼を製造するためには、再結晶焼鈍後の冷却速度を３０℃／ｓ以上と非常に高くする必要である。従って、一般的な製造ラインを用いた溶融亜鉛めっき鋼板の製造に適用することは困難である。
　特許文献３～６に成形性に関する種々の指標が記載されているが、これらの指標を所定の範囲内に調整するだけでは、自動車用部品の伸びフランジ成形の成形性を十分なものとすることは困難である。
特開昭６１－１５７６２５号公報 特開平１０－１３０７７６号公報 特開昭５７－１５５３２９号公報 特開２００１－３５５０４３号公報 特開２００７－３０２９１８号公報 特開２００８－６３６０４号公報
　本発明は、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができる成形性に優れた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、降伏応力の低いＤＰ鋼板に関し、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量の関係を適切なものとすると共に、硬度分布を適当なものとすることにより、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができることを見出した。そして、本発明者らは、以下に示す発明の諸態様に相当した。
　（１）　質量％で、
　Ｃ　：０．０３％～０．２０％、
　Ｓｉ：０．００５％～１．０％、
　Ｍｎ：１．０％～３．１％、及び
　Ａｌ：０．００５％～１．２％を含有し、
　Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
　Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
　Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
　金属組織がフェライト及びマルテンサイトを含み、
　Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
　ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０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。
　０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５　・・・（Ａ）
　Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ－３）－２／ｎ）　・・・（Ｂ）
　（［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示し、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。）
　（２）　さらに、質量％で、
　Ｂ　：０．００００５％～０．００５％、
　Ｍｏ：０．０１％～０．５％、
　Ｃｒ：０．０１％～１．０％、
　Ｖ　：０．０１％～０．１％、
　Ｔｉ：０．０１％～０．１％、
　Ｎｂ：０．００５％～０．０５％、
　Ｃａ：０．０００５％～０．００５％、及び
　ＲＥＭ：０．０００５％～０．００５％
　からなる群から選択された少なくとも一種を有することを特徴とする（１）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
　（３）　前記高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
　（４）　前記高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか１つに記載の成形性に優れた高強度鋼板。
　（５）　前記金属組織中のマルテンサイト分率が５％超であることを特徴とする（１）乃至（４）のいずれか１つに記載の成形性に優れた高強度鋼板。
　（６）　熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、
　次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、
　次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、
　次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、
　次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
　を有し、
　前記鋼帯は、質量％で、
　Ｃ　：０．０３％～０．２０％、
　Ｓｉ：０．００５％～１．０％、
　Ｍｎ：１．０％～３．１％、及び
　Ａｌ：０．００５％～１．２％を含有し、
　Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
　Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
　Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
　前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式（Ｃ）の関係が成立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。
　５０≦ｒ１０．８５×Ｖ≦３００　・・・（Ｃ）
　（ｒ１は前記冷延率（％）を示し、Ｖは前記昇温速度（℃／ｓ）を示す。）
　（７）　前記連続焼鈍の後に、
　前記冷延鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、
　次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
　を有することを特徴とする（６）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　（８）　前記溶融亜鉛めっき処理を行う工程の後に、前記冷延鋼帯を４００℃乃至６５０℃の温度にｔ秒間保持する工程を有し、
　式（Ｄ）の関係が成立することを特徴とする（７）に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　ｔ＜６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］　・・・（Ｄ）
　（［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。）
　本発明によれば、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量の関係を適切なものとすると共に、硬度分布を適当なものとしているため、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができる。
図１は、Ａｌ含有量及びＳｉ含有量と、成形性並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性との関係を示す図である。 図２は、式（Ｂ）の平均値Ｙａｖｅと成形性との関係を示す図である。 図３は、サイドベンド試験に用いられる試験片を示す図である。 図４は、冷延率ｒ及び昇温速度Ｖと成形性との関係を示す図である。 図５は、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量と保持時間との関係を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について、添付の図面を参照しながら詳細に説明する。
　本発明の実施形態に係る鋼板には、質量％で、Ｃ：０．０３％～０．２０％、Ｓｉ：０．００５％～１．０％、Ｍｎ：１．０％～３．１％、及びＡｌ：０．００５％～１．２％が含有されており、Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。
　ここで、これらの成分の含有量の限定理由について説明する。
　Ｃは、強度を確保し、マルテンサイトを安定化する。Ｃ含有量が０．０３％未満であると、十分な強度を得ることが困難であり、マルテンサイトが形成されにくい。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えていると、強度が高くなりすぎて十分な延性を得にくく、十分な溶接性を得にくい。従って、Ｃ含有量の範囲は、０．０３％～０．２％である。ここで、Ｃ含有量は０．０６％以上であることが好ましく、０．０７％以上であることがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．１５％以下であることが好ましく、０．１２％以下であることがより好ましい。
　Ｓｉは、強度及び延性を確保し、脱酸作用を呈し、焼入れ性を向上する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満であると、十分な脱酸作用を得ることが困難であり、十分な焼入れ性を得ることが困難である。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難である。従って、Ｓｉ含有量の範囲は、０．００５％～１．０％である。ここで、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。また、特に良好な溶融亜鉛めっき処理性が重要とされる場合、Ｓｉ含有量は０．７％以下であることが好ましい。更に、Ｓｉ含有量は０．６％以下であることがより好ましく、０．１％以下であることがより一層好ましい。
　Ｍｎは、強度を確保し、炭化物の生成を遅らせ、フェライトの生成に有効である。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、十分な強度を得ることが困難であり、フェライトの生成が不十分となって十分な延性を得にくい。一方、Ｍｎ含有量が３．１％を超えていると、焼入れ性が高くなり過ぎてマルテンサイトが過剰に生成し、強度が高くなり過ぎる。この結果、十分な延性を得にくくなり、特性に大きなばらつきが生じやすくなる。従って、Ｍｎ含有量の範囲は、１．０％～３．１％である。ここで、Ｍｎ含有量は１．２％以上であることが好ましく、１．５％以上であることがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．８％以下であることが好ましく、２．６％以下であることがより好ましい。
　Ａｌは、フェライトの生成を促進し、延性を向上させ、脱酸作用を呈する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であると、十分な脱酸作用を得ることが困難である。一方、Ａｌ含有量が１．２％を超えていると、アルミナ等の介在物が増加し、十分な加工性を得にくい。従って、Ａｌ含有量の範囲は、０．００５％～１．２％である。ここで、Ａｌ含有量は０．０２％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。また、Ａｌ含有量は１．０％以下であることが好ましく、０．８％以下であることがより好ましい。なお、Ａｌが大量に含有されていても、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性は低下しにくい。
　Ｐは、強度の向上に寄与するため、必要とされる強度レベルに応じて含有されていてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０６％を超えていると、粒界に偏析して局部延性が低下しやすく、溶接性が低下しやすい。従って、Ｐ含有量は０．０６％以下である。ここで、Ｐ含有量は０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましい。一方、Ｐ含有量を０．００１％未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、０％とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、Ｐ含有量は０％超であり、０．００１％以上であることが好ましい。
　Ｓは、ＭｎＳを生成して局部延性及び溶接性を低下させる。特に、Ｓ含有量が０．０１％を超えていると、顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０１％である。ここで、Ｓ含有量は０．００７％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。一方、Ｓ含有量を０．００１％未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、０％とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、Ｓ含有量は０％超であり、０．００１％以上であることが好ましい。
　Ｎは、不可避的に含まれ、Ｎ含有量が０．０１％を超えていると、時効性を低下させる。また、ＡｌＮを多量に生成してＡｌの作用が低下してしまう。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下である。ここで、Ｎ含有量は０．００７％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがより好ましい。一方、Ｎ含有量を０．０００５％未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、０％とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、Ｎ含有量は０％超であり、０．０００５％以上であることが好ましい。
　なお、本実施形態に係る鋼板に、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、及び希土類金属（ＲＥＭ）からなる群から選択された一種以上が、以下に示す範囲で含有されていてもよい。
　Ｂは、焼入れ性の確保に寄与し、ＢＮを生成して有効Ａｌを増大させる。一般的に、フェライト分率が増加すると優れた伸びが確保できるが、層状組織となり局部延性が低下することがある。Ｂは、このような局部延性の低下を抑制する。Ｂ含有量が０．００００５％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量（破断伸び歪みの値）が著しく低下する。従って、Ｂ含有量の範囲は０．００００５％～０．００５％であることが好ましい。ここで、Ｂ含有量は０．０００１％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一層好ましい。また、Ｂ含有量は０．００３％以下であることがより好ましく、０．００２％以下であることがより一層好ましい。
　Ｍｏは、強度の確保及び焼入れ性の向上に寄与する。Ｍｏ含有量が０．０１％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えていると、フェライトの生成が抑制されて延性が低下する。また、Ｍｏ含有量が０．５％を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難となることもある。従って、Ｍｏ含有量の範囲は０．０１％～０．５％であることが好ましい。ここで、Ｍｏ含有量は０．０３％以上であることがより好ましく、０．０５％以上であることがより一層好ましい。Ｃｒは、強度の確保及び焼入れ性の向上に寄与する。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えていると、フェライトの生成が抑制されて延性が低下する。また、Ｃｒ含有量が１．０％を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難となることもある。従って、Ｃｒ含有量の範囲は０．０１％～１．０％であることが好ましい。ここで、Ｃｒ含有量は０．１％以上であることがより好ましく、０．２％以上であることがより一層好ましい。また、Ｃｒ含有量は０．７％以下であることがより好ましく、０．５％以下であることがより一層好ましい。
　Ｖ、Ｔｉ、及びＮｂは、強度の確保に寄与する。Ｖ含有量が０．０１％未満、Ｔｉ含有量が０．０１％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満であると、この作用を得にくい。一方、Ｖ含有量が０．１％を超え、Ｔｉ含有量が０．１％を超え、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量が著しく低下する。従って、Ｖ含有量の範囲は０．０１％～０．１％であることが好ましく、Ｔｉ含有量の範囲は０．０１％～０．１％であることが好ましく、Ｎｂ含有量の範囲は０．００５％～０．０５％であることが好ましい。
　Ｃａ及びＲＥＭは、介在物の制御及び穴拡げ性の向上に寄与する。Ｃａ含有量が０．０００５％未満、ＲＥＭ含有量が０．０００５％未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ｃａ含有量が０．００５％を超え、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量が著しく低下する。従って、Ｃａ含有量の範囲は０．０００５％～０．００５％であることが好ましく、ＲＥＭ含有量の範囲は０．０００５％～０．００５％であることが好ましい。
　なお、不可避的不純物としてはＳｎ等が挙げられる。これら不可避的不純物の含有量が０．０１％以下の場合、実施形態の効果は損なわれない。
　本実施形態に係る鋼板では、Ａｌ含有量とＳｉ含有量との間に、式（Ａ）の関係が成立する。
　０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５　・・・（Ａ）
　ここで、［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示す。
　従来の高強度鋼板には多量の元素が添加されており、フェライトの生成が抑制される。このため、組織のフェライト分率が低く、他の相（第２相）の分率が高い。従って、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上のＤＰ鋼において伸びが著しく低下している。これに対し、Ｓｉ含有量を多くしたり、Ｍｎ含有量を低くしたりすることによって伸びを大きくすることは可能である。しかしながら、Ｓｉ含有量を多くすると、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性が低下しやすい。また、Ｍｎ含有量を低くすると、強度の確保が困難となる。
　このような状況において、本発明者らは、鋭意検討の結果、上記のＡｌの効果を見出した。更に、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量と、成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性（めっき処理性）及び化成処理性との関係を調査した結果、図１に示す結果が得られた。つまり、「０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］」の値が０．３未満であると、成形性が不十分であった。また、「０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］」の値が１．５を超えていると、良好な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性が得られなかった。この結果から、式（Ａ）の関係が満たされている場合に、めっき処理性及び化成処理性を確保しながら、十分なフェライト分率を確保して優れた伸びを得ることができるといえる。なお、成形性と引張試験の結果との関係について検証したところ、成形性が十分な場合には、引張試験によって得られる伸びＥＬ（％）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）に関し、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ以上であり、成形性が不十分な場合には、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満であった。
　なお、成形性の評価、並びに化成処理性及び溶融亜鉛めっき性の評価は、例えば、後述の実施例Ｎｏ．１～Ｎｏ．２７及び比較例Ｎｏ．２８～Ｎｏ．４３における評価と同様にして行うことができる。
　また、本実施形態に係る鋼板の金属組織には、フェライト及びマルテンサイトが含まれている。フェライトには、ポリゴナルフェライト及びベイネティックフェライトが含まれる。マルテンサイトには、通常の焼き入れにより得られるマルテンサイト、及び６００℃以下の温度に行われた焼戻しにより得られるマルテンサイトが含まれる。本実施形態では、このような金属組織を有しているため、引張強度及び延性を両立することができる。
　フェライト分率及びマルテンサイト分率は特に限定されないが、マルテンサイト分率は５％超とすることが好ましい。これは、マルテンサイト分率が５％以下であると、５００ＭＰａ以上の引張強度を得にくくなるからである。なお、フェライト分率及びマルテンサイト分率のより好ましい範囲は、要求される引張強度及び伸びに応じて異なる。すなわち、フェライト分率を高めれば、伸びを確保することができ、マルテンサイト分率を高めれば、引張強度を確保することができるため、伸び及び引張強度のバランスに基づいてそれぞれの範囲を調整することが好ましい。例えば、引張強度が５００ＭＰａ～８００ＭＰａの場合、フェライト分率の範囲は５０％～９０％であることが好ましく、マルテンサイト分率の範囲は１０％～４０％であることが好ましい。引張強度が８００ＭＰａ～１１００ＭＰａの場合、フェライト分率の範囲は２０％～６０％であることが好ましく、マルテンサイト分率の範囲は３０％～６０％であることが好ましい。引張強度が１１００ＭＰａを超えている場合、フェライト分率は３０％以下であることが好ましく、マルテンサイト分率は４０％以上であることが好ましい。
　また、本実施形態に係る鋼板の金属組織には、ベイナイトも含まれることが好ましく、ベイナイト分率の範囲は１０％～４０％であることが好ましい。しかし、引張強度を確保するためには、ベイナイトの分率を増すよりもマルテンサイト分率を増すことが有効で、マルテンサイトの方が少ない分率で所要とする引張強度を確保できる。そして、その分だけフェライト分率を増し、伸びを高めることが可能となる。従って、マルテンサイト分率がベイナイト分率よりも高いことが好ましい。なお、金属組織中にオーステナイトが残存していると、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。このため、残留オーステナイトが実質的に含まれていないことが好ましいが、不可避的に３％未満の残留オーステナイトが含まれていてもよい。
　更に、本実施形態に係る鋼板では、ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０以上である。
　Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ－３）－２／ｎ）　・・・（Ｂ）
　ここで、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。
　本発明者らは、車体等に用いられる鋼板の成形性を示す指標として、伸び及び穴拡げ値よりも、サイドベンド試験で計測した伸びひずみ量εの方が優れていることを見出した。また、伸びひずみ量εを大きくするほど、成形性が良好になることも見出した。
　更に、本発明者らは、図２に示すように、式（Ｂ）の平均値Ｙａｖｅを大きくするほど、伸びひずみ量ε（％）と引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との積「ε×ＴＳ」の値が大きくなることも見出した。そして、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上であれば、良好な成形性を得ることができた。このことから、平均値Ｙａｖｅが４０以上であれば、良好な成形性を得ることができるといえる。なお、平均値Ｙａｖｅの上限は特に限定されないが、本発明者らが行った試験で得られた平均値Ｙａｖｅの最大値は２５０であった。
　また、積「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上である場合に、更に、伸びＥＬ（％）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との積「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ以上であれば、より好ましく、より成形性に優れていることも分かった。
　なお、サイドベンド試験では、切欠きが形成された端面に面内曲げを加え、貫通割れが発生した時の伸びひずみ量を測定する。図３に試験片の形状を示す。伸びフランジ性を評価するために、試験片１には大きな曲率半径の切欠き２が設けられている。また、試験後の伸びひずみ量を測定するために、けがき線が入れられている。試験が開始されると、試験片１は周方向に引張応力を受けながら曲げられ破断する。サイドベンド試験では、板厚方向の貫通割れが発生したときに「破断」が生じたと判定する。つまり、穴拡げ試験と異なり、貫通割れ後の伸びひずみは割れの大きさに影響されない。このため、割れ判定のばらつきは生じない。
　本実施形態によれば、式（Ａ）で表わされるＳｉ含有量及びＡｌ含有量の関係を適切なものとすると共に、式（Ｂ）で表わされる硬度分布を適当なものとしているため、成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性を両立することができる。
　また、式（Ｂ）で表わされる硬度分布はサイドベンド試験の結果を反映しており、サイドベンド試験の結果は、成形性を示す従来の指標である伸び及び穴拡げ性よりも、自動車部品等の成形性をより高精度で表わすことができる。
　なお、本実施形態に係る鋼板の強度は特に限定されないが、組成に応じて、例えば、５９０ＭＰａ～１５００ＭＰａ程度の引張強度が得られる。成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性の両立の効果は、特に９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板にて著しい。
　上述のような本実施形態に係る鋼板を製造するためには、上述の組成の鋼を用いて、例えば、一般的に行われている熱延鋼板の製造方法、冷延鋼板の製造方法、又はめっき鋼板の製造方法と同様の処理を行えばよい。例えば、鋼帯の冷間圧延による冷延鋼帯の取得、及び冷延鋼帯の連続焼鈍を行う。また、鋼の熱間圧延による熱間鋼帯の取得、熱間鋼帯の酸洗、熱間鋼帯の冷間圧延による冷延鋼帯の取得、冷延鋼帯の連続焼鈍、及び冷延鋼帯の調質圧延をこの順で実施してもよい。また、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき処理を実施してもよい。この場合、例えば、調質圧延は溶融亜鉛めっき処理後に行えばよい。
　例えば、熱間圧延は一般的な条件下で実施すればよい。但し、フェライト粒にひずみが過度に加わって加工性が低下するのを防ぐために、熱間圧延をＡｒ３点以上の温度で行うことが好ましい。また、９４０℃を超える温度で熱間圧延を行うと、焼鈍後の再結晶粒径が過剰に粗大化することがある。このため、熱間圧延は９４０℃以下で行うことが好ましい。熱間圧延の巻き取り温度が高いほど、再結晶及び粒成長が促進され、加工性が向上する。しかしながら、巻き取り温度が５５０℃を超えていると、熱間圧延時に発生するスケールの生成も促進される。このため、酸洗に要する時間が長くなることがある。また、フェライト及びパーライトが層状に生成してＣが不均一に拡散しやすくなる。従って、巻き取り温度は５５０℃以下であることが好ましい。その一方で、巻き取り温度が４００℃未満であると、鋼板が硬化して冷間圧延時での負荷が高くなる。従って、巻き取り温度は４００℃以上であることが好ましい。
　酸洗は一般的な条件下で実施すればよい。
　酸洗後の冷間圧延も一般的な条件下で実施すればよい。なお、冷間圧延の圧下率の範囲は３０％～７０％であることが好ましい。圧下率が３０％未満であると、鋼板の形状の矯正が困難となることがあり、圧下率が７０％を超えていると、鋼板のエッジ部に割れが発生したり、形状の乱れが生じたりするからである。
　また、冷間圧延は複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて連続して行い、最初のスタンドにおける冷延率ｒ１（％）、及び連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度Ｖ（℃／ｓｅｃ）は、式（Ｃ）の関係を満たしていることが好ましい。ここで、連続焼鈍設備には、冷延鋼板の製造ラインに設けられた連続焼鈍設備、及び連続溶融亜鉛めっき鋼板の製造ラインに設けられた連続焼鈍設備が含まれる。
　５０≦ｒ１０．８５×Ｖ≦３００　・・・（Ｃ）
　本発明者らは、冷延率ｒ１と昇温速度Ｖとの関係を調査した結果、図４に示す結果が得られた。上述のように、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上であれば、良好な成形性を得ることができる。そこで、図４には、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上の条件を「○」で示し、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満の条件を「×」で示してある。「ｒ１０．８５×Ｖ」の値が５０未満であると、フェライトが軟らかくなりすぎて、硬質相との硬度差が大きくなる。一方、「ｒ１０．８５×Ｖ」の値が３００を超えていると、未再結晶の割合が高くなり過ぎて成形性が低下する。なお、「ｒ１０．８５×Ｖ」の値は１００以上であることがより好ましく、２５０以下であることがより好ましい。
　連続焼鈍は、Ａｃ１点の温度以上、Ａｃ３点の温度＋１００℃以下の範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍をＡｃ１点の温度未満で行うと、組識が不均一となりやすい。一方、連続焼鈍をＡｃ３点の温度＋１００℃を超える温度で行うと、オーステナイトの粗大化によりフェライトの生成が抑制され、伸びが低下する。また、経済的な点から焼鈍温度は９００℃以下であることが望ましい。焼鈍時間に関し、層状の組識を解消するためには３０秒間以上、保持することが好ましい。一方、３０分間以上、保持すると効果が飽和し、生産性が低下する。従って、焼鈍時間の範囲は３０秒間～３０分間とすることが好ましい。
　連続焼鈍の冷却では、終了温度を６００℃以下とすることが好ましい。終了温度が６００℃を超えていると、オーステナイトが残留しやすくなり、２次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。
　なお、連続焼鈍後に、６００℃以下の焼戻し処理を行ってもよい。このような焼戻し処理を行うことにより、例えば、穴拡げ性及び脆性をより良好なものとすることができる。
　本発明者らは、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、溶融亜鉛めっき処理後に、冷延鋼帯を４００℃～６５０℃の温度に、式（Ｄ）の関係を満たす時間（ｔ秒間）保持することが好ましい。
　ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］　・・・（Ｄ）
　ここで、［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。
　本発明者らは、溶融亜鉛めっき処理後に冷延鋼帯を４００℃～６５０℃の温度に保持する際の保持時間について調査した結果、図５に示す結果が得られた。図５中の○は十分な引張強度が得られたことを示し、×は引張強度が比較的低かったことを示す。図５に示すように、保持時間ｔ（ｓ）の値が式（Ｄ）の右辺（質量％）の値を超えていると、引張強度が比較的低かった。これは、ベイナイトが過剰に生成し、十分なマルテンサイト分率を確保することが困難になったからである。
　次に、本発明者らが行った実験について説明する。
　先ず、真空溶解炉を用いて、表１に示す組成を有する実施例Ｎｏ．１～Ｎｏ．３４及び比較例Ｎｏ．３５～Ｎｏ．５２の鋼を作製した。次いで、鋼を冷却し、凝固させた後、１２００℃まで再加熱し、８８０℃にて熱間圧延の仕上圧延を行った。その後、５００℃まで冷却し、５００℃に１時間保持して熱延板を得た。この５００℃での１時間の保持は、熱間圧延の巻き取り時の熱処理を再現する。続いて、熱延板から酸洗によりスケールを除去し、その後に、表４に示す冷延率ｒで冷間圧延を行って冷延板を得た。次いで、連続焼鈍シミュレータを用いて、表４に示す昇温速度Ｖで冷延板を昇温し、７７０℃で６０秒間の焼鈍を行った。その後、溶融亜鉛めっきを施し、合金化炉で合金化処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
　そして、引張試験にて伸びＥＬ（％）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を測定し、サイドベンド試験にて伸びひずみ量ε（％）を測定した。引張試験ではＪＩＳ５号片を使用した。サイドベンド試験は、上記の要領で実施した。そして、「ＥＬ×ＴＳ」の値、及び「ε×ＴＳ」の値を求めた。これらの結果を表２に示す。少なくとも「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ以上であれば、引張強度及び延性が両立しているということができ、「ＥＬ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ以上であれば、引張強度及び延性がより良好であるということができる。
　また、光学顕微鏡を用いて金属組織を観察した。このとき、フェライトはナイタールエッチング後に観察し、マルテンサイトはレペラーエッチング後に観察した。そして、フェライト分率及びマルテンサイト分率を算出した。更に、鋼板の表層から１／４厚まで化学研磨した面をＸ線回折に供して、残留オーステナイト分率を算出した。これらの結果を表２に示す。
　また、ナノインデンターを用いて、１試料につき３００点で硬度Ｘ１～Ｘ３００を測定した。このとき、ナノインデンターとしてＨＹＳＩＴＲＯＮ社の「ＴＲＩＢＯＩＮＤＥＮＴＥＲ」を用い、測定間隔は３μｍとした。そして、硬度Ｘ１～Ｘ３００から平均値Ｙａｖｅを算出した。この結果を表３に示す。
　また、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性の評価も行った。化成処理性の評価では、りん酸塩処理薬剤を用いて標準仕様にて処理した後、化成被膜の性状を目視及び走査型電子顕微鏡にて観察した。そして、鋼板下地を緻密に被覆しているものを良好、そうでないものを不良と判断した。りん酸塩処理薬剤としては、通常の自動車用薬剤である日本パーカーライジング社の「Ｂｔ３０８０」を用いた。溶融亜鉛めっき処理性の評価では、式（Ｃ）が満たされる条件下で焼鈍を行った後に、溶融亜鉛めっきシミュレータを用いて溶融亜鉛めっき処理を行い、目視にて観察した。そして、めっき膜がめっき面の９０％以上の面積で均一に形成されているものを良好、そうでないものを不良とした。そして、化成処理性の評価及び溶融亜鉛めっき処理性の評価の双方で良好なものを、表３中に「○」と示し、少なくとも一方で不良なものを「×」と示した。更に、溶融亜鉛めっき処理後には、表４に示す時間、５００℃に保持した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～表４に示す結果から認められるように、実施例Ｎｏ．１～Ｎｏ．３４では、良好な溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が得られ、また、高い引張強度及び良好な成形性が得られた。つまり、強度及び延性が両立していた。特に、式（Ｄ）を満足する実施例Ｎｏ．１～Ｎｏ．３２では、実施例Ｎｏ．３３及びＮｏ．３４よりも、「Ｅｌ×ＴＳ」の値及び「ε×ＴＳ」の値が高かった。　
　一方、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３６、及びＮｏ．３９～Ｎｏ．４３では、「Ｅｌ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。また、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例Ｎｏ．３７、Ｎｏ．３８、及びＮｏ．４４では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。
　式（Ａ）を満足しない比較例Ｎｏ．４５では、「Ｅｌ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できず、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性も低かった。また、式（Ａ）を満足しない比較例Ｎｏ．４６では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。
　式（Ｂ）及び式（Ｃ）を満足しない比較例Ｎｏ．４７及びＮｏ．４８では、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。
　式（Ｃ）を満足しない比較例Ｎｏ．４９及びＮｏ．５０では、「Ｅｌ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。
　式（Ｄ）を満足しない比較例Ｎｏ．５１及びＮｏ．５２では、「Ｅｌ×ＴＳ」の値が１６０００％ＭＰａ未満、「ε×ＴＳ」の値が４００００％ＭＰａ未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。
　本発明は、例えば、車体に用いられる成形性に優れた高強度鋼板の関連産業において利用することができる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０３％～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．００５％～１．０％、
    　Ｍｎ：１．０％～３．１％、及び
    　Ａｌ：０．００５％～１．２％を含有し、
    　Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
    　Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
    　Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　金属組織がフェライト及びマルテンサイトを含み、
    　Ａｌ含有量（％）及びＳｉ含有量（％）について、式（Ａ）の関係が成立し、
    　ナノインデンターを用いて１００箇所以上で測定された硬度に関する式（Ｂ）で定義される平均値Ｙａｖｅが４０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。
    　０．３≦０．７×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］≦１．５　・・・（Ａ）
    　Ｙａｖｅ＝Σ（１８０×（Ｘｉ－３）－２／ｎ）　・・・（Ｂ）
    　（［Ａｌ］はＡｌ含有量（％）を示し、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を示し、ｎは硬度の測定箇所の総数を示し、Ｘｉは第ｉ番目（ｉはｎ以下の自然数）の測定箇所での硬度（ＧＰａ）を示す。）
  2. 　さらに、質量％で、
    　Ｂ　：０．００００５％～０．００５％、
    　Ｍｏ：０．０１％～０．５％、
    　Ｃｒ：０．０１％～１．０％、
    　Ｖ　：０．０１％～０．１％、
    　Ｔｉ：０．０１％～０．１％、
    　Ｎｂ：０．００５％～０．０５％、
    　Ｃａ：０．０００５％～０．００５％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００５％～０．００５％
    　からなる群から選択された少なくとも一種を有することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  3. 　前記高強度鋼板が冷延鋼板であ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. 　前記高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  5. 　前記金属組織中のマルテンサイト分率が５％超であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  6. 　熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、
    　次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、
    　次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、
    　次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、
    　次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
    を有し、
    　前記鋼帯は、質量％で、
    　Ｃ　：０．０３％～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．００５％～１．０％、
    　Ｍｎ：１．０％～３．１％、及び
    　Ａｌ：０．００５％～１．２％を含有し、
    　Ｐ含有量が０％超、かつ０．０６％以下であり、
    　Ｓ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
    　Ｎ含有量が０％超、かつ０．０１％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式（Ｃ）の関係が成立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。
    　５０≦ｒ１０．８５×Ｖ≦３００　・・・（Ｃ）
    　（ｒ１は前記冷延率（％）を示し、Ｖは前記昇温速度（℃／ｓ）を示す。）
  7. 　前記連続焼鈍の後に、
    　前記冷延鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、
    　次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、
    　を有することを特徴とする請求項６に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  8. 　前記溶融亜鉛めっき処理を行う工程の後に、前記冷延鋼帯を４００℃乃至６５０℃の温度にｔ秒間保持する工程を有し、
    　式（Ｄ）の関係が成立することを特徴とする請求項７に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    　ｔ≦６０×［Ｃ］＋２０×［Ｍｎ］＋２４×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］　・・・（Ｄ）
    　（［Ｃ］はＣ含有量（％）を示し、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を示し、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を示し、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を示す。）
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