WO2014046027A1 - 降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2014046027A1
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エライジャ 柿内
村上　俊夫
梶原　桂
浅井　達也
直気 水田
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in yield strength and warm formability used for automobile parts and the like, and a method for producing the same.
  • Hot-dip galvanized steel sheets used for automobile undercarriage parts are required to be further thinned in order to improve fuel efficiency.
  • TS tensile strength
  • the yield strength (YS) of the steel sheet can be increased by processing or heat treatment during forming from a steel plate to a part (see, for example, Table 6 of Patent Document 1).
  • the yield strength (YS) of the steel sheet is insufficient, There is a concern that the part may become a starting point of destruction at the time of collision and impair safety. For this reason, it is required to increase the yield strength (YS) of the steel sheet as annealed to 700 MPa or more without depending on the effect of increasing YS during forming into the part.
  • the steel sheet is required to have excellent formability for processing into a suspension part having a complicated shape, and the total elongation (EL) is required to be 33% or more.
  • residual ⁇ As a method for dramatically improving the total elongation (EL), a method of warm forming TRIP steel containing retained austenite (hereinafter also referred to as “residual ⁇ ”) is known.
  • the residual ⁇ In hot-dip galvanized steel sheets, the residual ⁇ is generally produced in an austempering process in a continuous annealing plating line (hereinafter referred to as “CGL”).
  • CGL continuous annealing plating line
  • the present invention has been made paying attention to the above circumstances, and its purpose is to produce a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having tensile strength, yield strength, and warm formability that can be manufactured by a short austempering treatment with CGL. And providing a manufacturing method thereof.
  • composition further Cr: 0.01 to 3% Mo: 0.01 to 1%, Cu: 0.01-2%, Ni: 0.01-2%, B: 0.0001 to 0.01% Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%,
  • the invention according to claim 3 A yield strength characterized by subjecting a steel material having the composition shown in claim 1 or 2 to hot rolling under the conditions shown in the following (1) to (3), followed by cold rolling and then annealing. And a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in warm formability.
  • Hot rolling conditions After rough rolling, hot rolling heating temperature: heated to 1200 ° C or higher, finish rolling finish temperature: rolled at 900 ° C or higher, and then first cooling rate: average cooling of 10 ° C / s or higher The first holding temperature is rapidly cooled to 550 to 700 ° C.
  • the first holding time is held at that temperature for 10 to 100 s, and the second cooling speed is then wound at an average cooling speed of 10 ° C./s or more.
  • Cold rolling conditions Cold rolling rate: 20-60%
  • Annealing conditions After raising the temperature range from 500 to 700 ° C. at an average heating rate of 1 to 10 ° C./s, the temperature range from 700 ° C.
  • Heating rate The temperature is increased at an average heating rate of 8 ° C./s or more, and the above [0.8Ac1 + 0.2Ac3] to soaking temperature: ⁇ [0.4Ac1 + 0.6Ac3] to [0.2Ac1 + 0.8Ac3] ⁇
  • Third heating rate The temperature is raised at an average heating rate of 0.1 ° C./s or more, and after the soaking temperature is maintained at a soaking time: 300 s or less, the second cooling rate is 5 ° C. from the soaking temperature. Rapidly cooled to a temperature range of 420 ° C. or higher and lower than 480 ° C.
  • alloying temperature 480-600 ° C
  • Alloying time in temperature range Reheat for 1 to 100 s for alloying treatment and then cool to room temperature.
  • the matrix of the steel sheet is bainitic ferrite, and by introducing a part of martensite + residual ⁇ to this, TS is ensured and ferrite and residual ⁇ having a low C concentration are provided.
  • the amount of martensite introduced in ferrite is limited while ensuring the warm EL by transforming the work-induced martensite from the middle to the later stage of deformation by thermal stabilization of residual ⁇ during warm forming.
  • the amount of coarse ferrite and processed ferrite is limited, and the finer ferrite grains or subgrain structure is used to refine and strengthen the ferrite.
  • Precipitation of ferrite is prevented by strengthening precipitation by dispersing fine TiC particles inside It has become possible to ensure the annealing while YS Te. As a result, it has become possible to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having both tensile strength, yield strength, and warm formability, and a method for producing the same, which can be produced by a short austempering treatment using CGL.
  • the present inventors pay attention to a TRIP steel sheet containing bainitic ferrite having a substructure (matrix) with a high dislocation density and residual austenite ( ⁇ R) as in the prior art, and TS characteristics are as follows. : 1000 MPa or more, YS: 700 MPa or more, and warm EL: 33% or more, various studies have been repeated on the measures that can ensure at the same time.
  • the matrix of the steel sheet is made bainitic ferrite containing dislocations, and by introducing a part of martensite + residual ⁇ (processing induced martensite transformation during deformation), TS: 1000 MPa or more Ensure high strength.
  • warm EL 33% or more is secured by introducing ferrite and residual ⁇ .
  • the C concentration in the residual ⁇ is controlled to be low in order to maximize the EL improvement effect due to the work-induced martensitic transformation in the warm state.
  • the EL improvement effect is diminished by transformation-induced martensite transformation in the early stage of deformation, but the residual ⁇ is thermally generated by warm forming.
  • the amount of martensite introduced is limited, and the movable dislocations introduced into the ferrite with expansion during martensite transformation are reduced.
  • the ferrite is refined and strengthened by making it a fine recrystallized ferrite or an unrecrystallized ferrite with fine subgrains in the grains.
  • YS: 700 MPa or more is ensured by dispersing fine TiC in the ferrite and strengthening the precipitation. At this time, if a certain amount or more of coarse ferrite grains are introduced, YS: 700 MPa or more cannot be secured because the coarse ferrite yields preferentially, so the area ratio of the coarse ferrite is limited.
  • the steel sheet of the present invention is based on the structure of TRIP steel as in the prior art, and in particular contains a predetermined amount of ferrite and has an area of residual ⁇ with a carbon concentration of less than 0.9% by mass. Further, the ferrite has an average equivalent circle diameter of recrystallized ferrite and an average equivalent circle diameter of subgrains in the non-recrystallized ferrite grains of 3 ⁇ m or less and an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more. The area ratio of ferrite is 5% or less, the area ratio of processed ferrite is 5% or less, and the average equivalent circle diameter of TiC particles present in the ferrite grains is controlled to 10 nm or less. It is different from technology.
  • “Bainitic ferrite” in the present invention has a substructure having a lath-like structure with a high dislocation density in the bainite structure and is free of carbides in the structure. It is clearly different, and is also different from the polygonal ferrite structure having a substructure with little or no dislocation density, or a quasi-polygonal ferrite structure having a substructure such as fine subgrains (Japan Iron and Steel Institute Fundamental Study Group) (See the publication “Steel Bainite Photobook-1”).
  • bainitic ferrite having a uniform and fine structure, high ductility, high dislocation density and high strength as the parent phase.
  • the amount of the bainitic ferrite structure needs to be 40 to 65% (preferably 43 to 62%, more preferably 45 to 60%) in terms of area ratio with respect to the entire structure. is there. This is because the effect of the bainitic ferrite structure is effectively exhibited.
  • the amount of the bainitic ferrite structure is determined by the balance with the residual ⁇ , and it is recommended that the amount be controlled appropriately so that the desired characteristics can be exhibited.
  • ⁇ Martensite + Residual ⁇ 20% or more>
  • the total area ratio of martensite + residual ⁇ needs to be 20% or more (preferably 22% or more, more preferably 24% or more) with respect to the entire structure.
  • ⁇ Martensite: 15% or less> This is to reduce the movable dislocations introduced into the ferrite when martensite is generated. If the martensite content exceeds 15% in terms of area ratio, the amount of movable dislocations introduced into the ferrite becomes too large to ensure YS: 700 MPa or more. Further, if the amount of martensite is too large, the strength becomes too high and the moldability cannot be secured, so the martensite content is 15% or less (preferably 13% or less, more preferably 10%) in terms of the area ratio with respect to the entire structure. % Or less) is required.
  • Residual ⁇ 10% or more> Residual ⁇ is useful for increasing the warm EL by transforming the processing-induced martensite at the time of warm forming.
  • the area ratio is 10% with respect to the entire structure. Or more (preferably 12% or more, more preferably 14% or more).
  • Ferrite is a soft phase, and ferrite itself cannot be used to increase the strength, but is effective in increasing the ductility of the matrix.
  • the ferrite content of the entire structure should be 20% or more (preferably 22% or more, more preferably 25% or more) in terms of area ratio in order to ensure warm EL, but the area ratio that can guarantee the strength.
  • the range is 40% or less (preferably 38% or less, more preferably 35% or less).
  • C ⁇ R ⁇ C concentration of residual ⁇
  • C ⁇ R is an index that affects the stability with which residual ⁇ is transformed into martensite during processing. If the C ⁇ R is too high, the residual ⁇ becomes too stable in the warm state, and a part thereof does not undergo the processing-induced martensitic transformation, so that the warm EL cannot be secured. In order to ensure a warm EL of 33% or more, C ⁇ R needs to be less than 0.9 mass% (preferably 0.85 mass% or less, more preferably 0.8 mass% or less).
  • ⁇ Average grain size of recrystallized ferrite and average grain size of subgrains in non-recrystallized ferrite grains both 3 ⁇ m or less> This is to refine and strengthen the soft ferrite that yields preferentially.
  • the recovered and recrystallized fine ferrite grains and the fine subgrains in the non-recrystallized ferrite grains are effective for improving YS without greatly reducing EL.
  • both the recrystallized ferrite and the subgrains in the non-recrystallized ferrite grains need to have an average particle diameter of 3 ⁇ m or less.
  • Coarse ferrite grains are soft because they are insufficiently strengthened, yielding preferentially yielding and lowering YS, so it is necessary to limit the amount introduced.
  • YS In order to ensure 700 MPa or more, the area ratio of ferrite having a particle size of 5 ⁇ m or more is set to 5% or less.
  • ⁇ Area ratio of processed ferrite 5% or less> In order not to impair the effect of improving the ductility of ferrite, it is necessary to limit the amount of processed ferrite introduced.
  • Warm EL In order to ensure 33% or more, the area ratio of the processed ferrite is 5% or less.
  • ⁇ Average particle diameter of TiC particles present in the ferrite grains 10 nm or less> This is because the ferrite is further strengthened by precipitation strengthening with TiC particles in addition to the above-described refinement strengthening.
  • YS In order to ensure 700 MPa or more, the average particle diameter of the TiC particles is 10 nm or less.
  • the area ratio of martensite + residual ⁇ was measured by observing the steel plate with repeller corrosion and defining the white area as “martensite + residual ⁇ ” by optical microscope observation (magnification 1000 times), for example. .
  • the area ratio of residual ⁇ and its C concentration (C ⁇ R) were measured by X-ray diffraction after grinding to a thickness of 1 ⁇ 4 of the steel sheet and then chemical polishing (ISIJ Int. Vol. 33, (1933). ), No. 7, p. 776). Then, the area ratio of martensite was determined by subtracting the area ratio of residual ⁇ from the area ratio of martensite + residual ⁇ measured as described above.
  • the area ratio of bainitic ferrite, the area ratio of ferrite, the size and area ratio of subgrains in recrystallized and unrecrystallized ferrite grains, and the area ratio of processed ferrite can be identified as follows. went.
  • the area ratio of the processed ferrite was identified by subtracting the area ratio of the martensite identified by the optical microscope observation from this area ratio.
  • a region completely surrounded by a grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more is defined as a ferrite grain or bainitic ferrite grain, and an average KAM value of the grain (for example, Japan) JP-A 2010-255091 (see paragraphs [0035] and [0048]) defines particles having a temperature of 0.5 ° C. or more as bainitic ferrite grains, calculates the area ratio, and recycles the remaining region. It was defined as crystalline ferrite and its size and area ratio were identified.
  • a region surrounded by a grain boundary having an orientation difference of 5 ° or more and less than 15 ° was defined as subgrain, and the size and area ratio were identified.
  • the size of the recrystallized ferrite and the subgrain is defined as a particle diameter obtained by converting the area of each particle into a circle equivalent diameter, and the average particle diameter is obtained by arithmetically averaging the particle diameter (circle equivalent diameter). Asked.
  • TEM transmission electron microscope
  • Component composition of the steel sheet of the present invention C: 0.05 to 0.3% C is an essential element for obtaining a desired main structure (bainitic ferrite + martensite + residual ⁇ ) while ensuring high strength, and 0 for effectively exhibiting such an action. 0.05% or more (preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more) needs to be added. However, if it exceeds 0.3%, it is not suitable for welding.
  • Si 1 to 3%
  • Si is an element that effectively suppresses the decomposition of residual ⁇ and the formation of carbides.
  • Si is useful as a solid solution strengthening element.
  • Si 1% or more Preferably it is 1.1% or more, More preferably, it is 1.2% or more.
  • Si is added in excess of 3%, the formation of bainitic ferrite + martensite structure is hindered, the hot deformation resistance is increased, and the welds are easily embrittled. It also has an adverse effect on the surface properties of the film, so the upper limit is made 3%.
  • it is 2.5% or less, More preferably, it is 1.8% or less.
  • Mn 1 to 3%
  • Mn also exerts an effect of suppressing the formation of excessive ferrite during cooling to the austemper.
  • it is an element necessary for stabilizing ⁇ and obtaining a desired residual ⁇ .
  • it is necessary to add 1% or more.
  • it is 1.3% or more, More preferably, it is 1.5% or more.
  • it is 2.5% or less, More preferably, it is 2% or less.
  • P 0.1% or less (including 0%) P is inevitably present as an impurity element, but is an element that may be added to ensure desired ⁇ R. However, when it exceeds 0.1%, secondary workability deteriorates. More preferably, it is 0.03% or less.
  • S 0.01% or less (including 0%) Since S is inevitably present as an impurity element and forms sulfide-based inclusions such as MnS and deteriorates workability as a starting point of cracking, its upper limit is set to 0.01%. Preferably it is 0.008% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • Ti 0.02 to 0.2%
  • Ti is an element useful for securing YS: 700 MPa or more by suppressing the formation of coarse recrystallized ferrite by pinning action and precipitation strengthening.
  • it is necessary to add Ti by 0.02% or more.
  • it is 0.06% or more, More preferably, it is 0.08% or more.
  • the upper limit is made 0.2%.
  • Al 0.001 to 0.1%
  • Al is an element that is added as a deoxidizer and effectively suppresses the formation of carbides by decomposition of residual ⁇ in combination with Si. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add 0.001% or more of Al. However, even if added excessively, the effect is saturated and is economically wasteful, so the upper limit is made 0.1%.
  • N 0.002 to 0.03%
  • N is an unavoidable element, but forms a precipitate when combined with carbonitride-forming elements such as Al and Nb, and contributes to strength improvement and microstructure refinement. In order to exhibit such an action effectively, N needs to be contained by 0.002% or more. On the other hand, if the N content is too high, casting becomes difficult with low carbon steel such as the material of the present invention, and therefore the production itself cannot be performed.
  • the value on the left side of the formula (1) exceeds 4.5, the fraction of bainitic ferrite and residual ⁇ is insufficient and the warm EL decreases, or the martensite fraction becomes excessive. As a result, a large amount of movable dislocations are introduced into the ferrite, resulting in a decrease in YS.
  • it is 4.4 or less, More preferably, it is 4.3 or less.
  • the left side of the formula (2) means “0.8Ac1 + 0.2Ac3” (see translation by Koyasu Naruyasu, “Leslie Steel Materials Science”, Maruzen Co., Ltd., 1985, p. 273). That is, when the value on the left side of the formula (2) exceeds 780 ° C., coarse recrystallized ferrite is generated at the time of temperature rise in the annealing process, and YS: 700 MPa or more cannot be secured.
  • the steel of the present invention basically contains the above components, and the balance is substantially iron and unavoidable impurities, but the following allowable components can be added as long as the effects of the present invention are not impaired. .
  • Mo 0.01% or more (more preferably 0.02% or more), Cu: 0.01% or more (more preferably 0.1% or more), Ni : 0.01% or more (more preferably 0.1% or more) and B: 0.0001% or more (more preferably 0.0002% or more) are recommended to be added.
  • Cr is added in an amount of 3%
  • Mo is added in an amount of 1%
  • Cu and Ni are added in an amount of more than 2%
  • B is added in an amount exceeding 0.01%
  • the above effect is saturated, which is economically wasteful.
  • Cr is 2.0% or less
  • Mo is 0.8% or less
  • Cu is 1.0% or less
  • Ni is 1.0% or less
  • B is 0.0030% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.01%
  • Mg 0.0005 to 0.01%
  • REM One or more of 0.0001 to 0.01%
  • These elements are effective elements for controlling the form of sulfide in steel and improving workability.
  • examples of the REM (rare earth element) used in the present invention include Sc, Y, and lanthanoid.
  • Ca and Mg are added at 0.0005% or more (more preferably 0.0010% or more), and REM is added at 0.0001% or more (more preferably 0.0002% or more). It is recommended to do.
  • Ca and Mg are added in an amount of 0.01% and REM is added in excess of 0.01%, the above effects are saturated, which is economically wasteful. More preferably, Ca and Mg are 0.003% or less, and REM is 0.006% or less.
  • the steel sheet of the present invention is manufactured by hot rolling a steel material satisfying the above component composition, followed by cold rolling and then annealing, but in order to satisfy the requirements of the structure, the conditions in each step are as follows. Should be set.
  • subgrains or finely recrystallized ferrites are obtained by utilizing pinning action by fine TiC particles and austenite grains generated in a low temperature two-phase region by optimizing the composition and temperature rising pattern in the annealing process. Suppresses grain coarsening.
  • TiC is finely precipitated by optimizing the intermediate holding conditions in the hot rolling stage, and TiC is used as pinning particles in the annealing process.
  • the fine TiC particles also contribute as precipitation strengthening particles.
  • the processed structure is recovered and recrystallized in the first temperature raising process to reduce the processed ferrite remaining in the final structure.
  • the temperature is rapidly raised to a temperature at which coarsening of the recrystallized ferrite can be suppressed by a sufficient amount of austenite grains.
  • the coarsening of recrystallized ferrite can be suppressed by austenite grains in addition to the pinning action of TiC, so the austenite fraction is adjusted.
  • the steel sheet of the present invention is specifically a steel material satisfying the above component composition under the conditions shown in the following (1) to (3), followed by cold rolling, and thereafter It can be manufactured by annealing.
  • Hot rolling conditions After rough rolling, hot rolling heating temperature: heated to 1200 ° C or higher, finish rolling finish temperature: rolled at 900 ° C or higher, and then first cooling rate: average cooling of 10 ° C / s or higher
  • the first holding temperature is rapidly cooled to 550 to 700 ° C. at the speed, the first holding time is held at that temperature for 10 to 100 s, and the second cooling speed is then wound at an average cooling speed of 10 ° C./s or more. Quickly cool to ⁇ 550 ° C and take up at that temperature.
  • ⁇ Hot rolling heating temperature 1200 ° C or higher> This is because TiC is precipitated in the matrix by completely dissolving Ti in the steel, and the effect of pinning and precipitation strengthening by TiC particles is sufficiently obtained. In order to reliably exhibit such an effect, the hot rolling heating temperature is set to 1200 ° C. or higher.
  • ⁇ Finish rolling finish temperature 900 ° C. or higher> This is because austenite is recrystallized after finishing rolling to prevent coarse TiC precipitation in a high temperature range. If it is less than 900 ° C., an unrecrystallized austenite structure is formed, and TiC coarsely precipitates on the dislocations in the high temperature region of the subsequent cooling process, so that the effects of pinning and precipitation strengthening of TiC cannot be sufficiently obtained, and YS cannot be secured.
  • First cooling temperature 550 to 700 ° C. with an average cooling rate of 10 ° C./s or higher> This is to prevent precipitation of coarse TiC in a high temperature range.
  • first cooling rate is less than 10 ° C./s or the first holding temperature exceeds 700 ° C., coarse TiC precipitates on the austenite grain boundaries, and the effects of TiC pinning and precipitation strengthening cannot be sufficiently obtained. YS cannot be secured.
  • First holding temperature 550 to 700 ° C.
  • First holding time 10 to 100 s> This is because the ferrite is transformed to deposit fine TiC particles at the interface between austenite and ferrite.
  • the first holding temperature is less than 550 ° C. or the first holding time is less than 10 s, TiC does not precipitate sufficiently.
  • the first holding time exceeds 100 s, TiC becomes coarse, and in either case, TiC pinning and precipitation strengthening effects cannot be sufficiently obtained, and YS cannot be secured.
  • ⁇ Second cooling rate winding temperature at an average cooling rate of 10 ° C./s or more: quenching to 400 to 550 ° C. and winding at that temperature> This is because the precipitated fine TiC particles are not coarsened. If the coiling temperature is less than 400 ° C., the steel becomes too strong and cold rolling becomes difficult.
  • the soaking temperature is less than [0.4Ac1 + 0.6Ac3]
  • the ferrite fraction becomes too high, and the fraction of bainitic ferrite and residual ⁇ + martensite contained in the final structure is lowered, so TS cannot be secured.
  • the soaking temperature is not more than [0.2Ac1 + 0.8Ac3]
  • the ferrite fraction becomes too low, the EL is lowered, and TS ⁇ EL cannot be secured.
  • the third heating rate is less than 0.1 ° C./s, coarse recrystallized ferrite is formed due to coarsening of TiC particles and austenite grains, and YS cannot be secured.
  • the upper and lower limit values [0.4Ac1 + 0.6Ac3] and [0.2Ac1 + 0.8Ac3] of the soaking temperature range are the coefficients “0.8 and 0.2” of the equation on the left side of the equation (2). Can be calculated by changing to “0.4 and 0.6” and “0.2 and 0.8”, respectively.
  • ⁇ Second cooling rate from the soaking temperature quenching at an average cooling rate of 5 ° C./s or more> This is to suppress the formation of ferrite during cooling. If the second cooling rate is less than 5 ° C./s, the ferrite fraction becomes too high and TS cannot be secured.
  • ⁇ Quenching stop temperature Rapid cooling to a temperature range of 420 ° C. or higher and lower than 480 ° C. and immersion in a hot dip galvanizing bath>
  • the bainite transformation is sufficiently advanced even with short time austempering by CGL, the fraction of bainitic ferrite, residual ⁇ and martensite is optimized, and the C concentration in residual ⁇ This is for lowering.
  • the rapid cooling stop temperature is less than 420 ° C., a residual ⁇ having a high C concentration is formed, and the warm EL cannot be secured.
  • the quenching stop temperature is 480 ° C. or higher, the bainite transformation does not proceed sufficiently and the residual ⁇ fraction cannot be secured, and a large amount of martensite is formed, so YS is ensured while annealing. become unable.
  • ⁇ Alloying temperature Alloying time in the temperature range of 480-600 ° C .: Reheating for 1-100 s, alloying treatment, and cooling to room temperature> This is to alloy the plating while suppressing the decomposition of austenite.
  • the alloying temperature exceeds 600 ° C. or the alloying time exceeds 100 s, cementite precipitates from the high C austenite formed in the austempering process, so that a predetermined amount of residual ⁇ cannot be secured in the final structure. The interval EL cannot be secured.
  • the alloying temperature is less than 480 ° C. and the alloying time is less than 1 s, the plating is not alloyed.
  • Test steels having the respective component compositions shown in Table 1 were melted in vacuum to form a slab having a thickness of 30 mm, and then the slab was heated to a hot rolling heating temperature T1 (° C.), and finish rolling finish temperature T2 (° C.).
  • the steel sheet is hot-rolled to 2.5 mm in thickness and then rapidly cooled to the first holding temperature T3 (° C.) at the average cooling rate of the first cooling rate CR1 (° C./s), and the first holding time t1 (s ) Hold, then rapidly cool to winding temperature T4 (° C.) at an average cooling rate of the second cooling rate CR2 (° C./s), place in a holding furnace at winding temperature T4 (° C.) for 30 minutes, and air cool Simulated winding of hot-rolled steel sheet. Thereafter, it was cold-rolled at a cold rolling rate r: 52% to obtain a cold-rolled material having a sheet thickness of 1.2 mm.
  • the front and back surfaces were ground to 1.4 mm before cold rolling, and cold rolled at a cold rolling rate r: 15% to obtain a cold rolled material having a plate thickness of 1.2 mm.
  • heat treatment No. The steel No. 13 was hot-rolled to a plate thickness of 4.0 mm and cold-rolled at a cold rolling ratio r: 70% to obtain a cold-rolled material having a plate thickness of 1.2 mm.
  • these cold-rolled materials were heat-treated in the following procedures under various annealing conditions shown in Tables 2 and 3.
  • the temperature of the cold-rolled material is raised in the temperature range of 500 to 700 ° C. at the average heating rate of the first heating rate HR1 (° C./s), and then the temperature of 700 ° C. to [the value on the left side of the formula (2) ( (Unit: ° C.)] is increased at an average heating rate of the second heating rate HR2 (° C./s), and the value on the left side of the formula (2) (unit: ° C.) to the soaking temperature T1 (° C.
  • the area ratio of each phase, the C concentration of residual ⁇ (C ⁇ R), and the size of each particle were measured according to the measurement method described in the above section [Mode for Carrying Out the Invention]. Each measurement method was measured.
  • the yield strength (YS) and the tensile strength (TS) are measured by a tensile test at room temperature as an annealed strength, and the total elongation is obtained by a tensile test at 300 ° C. as a warm EL. (EL) was measured respectively.
  • the tensile test was carried out at a tensile speed of 10 mm / min using JIS No. 5 test pieces at both room temperature and 300 ° C.
  • steel no. 1, 2, 25, 27, 28, 31, 32, 35 to 37, 40, and 42 to 47 are all manufactured using the steel grade satisfying the range of the composition of the present invention and the heat treatment conditions of the present invention.
  • the steel sheet of the present invention that satisfies the requirements of the structure provision of the present invention, the mechanical properties (room temperature YS, room temperature TS, warm EL) all meet the criteria, tensile strength, yield strength and warm formability A high-strength steel sheet having both of the above was obtained.
  • Steel No. Reference numerals 3 to 24, 26, 29, 30, 33, 34, 38, 39, and 41 are comparative steel sheets that do not satisfy at least one of the component composition and the structure requirements defined in the present invention. , Room temperature TS, warm EL) does not satisfy the criterion.
  • any of the production conditions are out of the scope of the present invention, so that at least one of the essential requirements defining the organization of the present invention is not satisfied.
  • At least one of room temperature YS, room temperature TS, and warm EL is inferior.
  • steel No. No. 26 (steel type symbol D) is too low in C content and does not satisfy the inequality of the above formula (2), the residual ⁇ is insufficient, the recrystallized ferrite is coarsened, room temperature YS, room temperature TS, warm EL Both are inferior.
  • Steel No. 29 (steel type symbol G) is too high in C content and does not satisfy the inequality of the above formula (1), while bainitic ferrite and residual ⁇ are insufficient, while martensite becomes excessive, and room temperature TS is Although excellent, room temperature YS and warm EL are inferior.
  • Steel No. No. 30 (steel type symbol H) has a low Si content, so that residual ⁇ is insufficient and room temperature YS is excellent, but room temperature TS and warm EL are inferior.
  • steel No. No. 33 (steel type symbol K) has a too high Si content and does not satisfy the inequalities of the above formulas (1) and (2), and the residual ⁇ is insufficient, while the martensite becomes excessive, and the room temperature TS Is excellent, but room temperature YS and warm EL are inferior.
  • steel No. 38 (steel type symbol P) is too high in Mn content and does not satisfy the inequality of the above formula (1), while bainitic ferrite and residual ⁇ are insufficient, while martensite becomes excessive, and the room temperature TS is Although excellent, room temperature YS and warm EL are inferior.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is excellent in yield strength and warm formability, and is useful for automobile parts and the like.

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Abstract

　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、特性組成で、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：４０～６５％、マルテンサイト［M］＋残留γ：２０%以上、Ｍ：１５%以下、残留γ：１０％以上、フェライト（α）:：２０～４０%を含む組織とし、残留γのC濃度：０．９質量%未満、αについて、再結晶α及び未再結晶α粒内サブグレインの平均粒径が共に３μm以下、粒径５μm以上のα及び加工αの面積率が共に５%以下、α粒内のＴｉＣ粒子の平均粒径が１０ｎｍ以下である鋼板に、亜鉛めっき層を形成した。

Description

降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車部品等に用いられる、降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　自動車用足回り部品に供される溶融亜鉛めっき鋼板は、燃費改善を実現するためにさらなる薄肉化が求められている。鋼板の薄肉化と部品強度の確保を両立させるために、溶融亜鉛めっき鋼板に対して引張強度（ＴＳ）を１０００ＭＰａ以上に高強度化することが求められている。
　さらに、衝突安全性を考慮した場合、鋼板の降伏強度（ＹＳ）を向上させることも同時に求められている。ここで、降伏強度（ＹＳ）は、鋼板から部品への成形時の加工や熱処理によって上昇させることが可能である（例えば、特許文献１の表６参照）。しかしながら、部品の種類や部品への成形条件によっては、無加工でかつ熱処理なしのままの部位が残る場合があり、そのような場合に鋼板の降伏強度（ＹＳ）が不十分であると、当該部位が衝突時の破壊の起点となり安全性を損なう懸念がある。このため、上記部品への成形時のＹＳ上昇効果に頼ることなく、鋼板の焼鈍ままの降伏強度（ＹＳ）を７００ＭＰａ以上に高強度化することが求められている。
　また、鋼板には形状の複雑な足回り部品に加工するために優れた成形加工性も要求され、全伸び（ＥＬ）が３３％以上のものが要望されている。
　全伸び（ＥＬ）を飛躍的に向上させる方法として、残留オーステナイト（以下、「残留γ」ともいう。）を含むＴＲＩＰ鋼を温間成形する方法が知られている。溶融亜鉛めっき鋼板において残留γは一般に連続焼鈍めっきライン（以下、「ＣＧＬ」という。）でオーステンパ工程にて作りこまれる。母相は軟質なフェライトを含むものと含まないものに大別される。
　例えば、特許文献１には、その表４に、母相にフェライトを含まない鋼で温間におけるＥＬ（温間ＥＬ）が３０．５％のもの（鋼Ｎｏ．１８）、母相にフェライトを含む鋼で温間ＥＬが３３．０％のもの（鋼Ｎｏ．３１）、その表６に、フェライトを含まない鋼（鋼Ｎｏ．２７）で無加工・室温（焼鈍まま）のＹＳが５８０ＭＰａのものが、それぞれ開示されている。
　このように、母相にフェライトを含む鋼の場合には、上記要望レベルの温間ＥＬ（３３％）を確保できるが、フェライトが優先的に降伏するため、フェライトを含まない鋼以上に低ＹＳ化し、焼鈍ままで７００ＭＰａ以上を確保することは困難であった。
　フェライトが優先的に降伏する理由として、フェライト自体が軟質であることに加えて、主に合金化処理後の最終冷却で生成するマルテンサイトの、生成時における膨張により軟質フェライト中に可動転位が導入され、この可動転位が容易に移動することで低い応力で塑性変形が起こることが挙げられる。
　フェライトを各種強化機構で強化したうえでオーステンパ処理を長時間化することにより、ベイナイト変態を促進させ、最終冷却で生成するマルテンサイトを低減させ、フェライトに導入される可動転位を低減させることは可能であるが、一般にＣＧＬでオーステンパ処理を行う過時効帯は短く、オーステンパ時間を長時間化することはラインスピードの低下、生産性の低下に繋がる。
　よって、生産性が高く（短いオーステンパ時間、例えば６０ｓ未満でも製造できる）、良好な機械的特性（以下、単に「特性」ともいう。）を有する温間成形用溶融亜鉛めっき鋼板の開発が切望されていた。
日本国特開２０１２－１２２１３０号公報
　本発明は前記事情に着目してなされたものであり、その目的は、ＣＧＬによる短時間のオーステンパ処理で製造しうる、引張強度と降伏強度と温間成形性を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することにある。
　請求項１に記載の発明は、
　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
　Ｃ　：０．０５～０．３％、
　Ｓｉ：１～３％、
　Ｍｎ：１～３％、
　Ｐ　：０．１％以下（０％を含む）、
　Ｓ　：０．０１％以下（０％を含む）、
　Ｔｉ：０．０２～０．２％、
　Ａｌ：０．００１～０．１％、
　Ｎ　：０．００２～０．０３％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、
　１０［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦４．５・・・式（１）
および
　０．８×（７２３－１０．７［Ｍｎ］－１６．９［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］）＋０．２×（９１０－２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］－３０［Ｍｎ］－１１［Ｃｒ］－２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋４００［Ｔｉ］）≦７８０・・・式（２）
（ただし、［ ］は各化学成分の含有量（質量％）を意味する。）をともに満たす成分組成を有し、
　全組織に対する面積率で（以下、組織について同じ。）、
　ベイニティック・フェライト：４０～６５％、
　マルテンサイト＋残留オーステナイト：２０％以上、
　前記マルテンサイト：１５％以下、
　前記残留オーステナイト：１０％以上、
　フェライト：２０～４０％
を含む組織を有し、
　前記残留オーステナイトのＣ濃度（ＣγＲ）が０．９質量％未満であり、
　前記フェライトについて、再結晶フェライトの平均粒径および未再結晶フェライト粒内のサブグレインの平均粒径がともに３μｍ以下であり、かつ、粒径５μｍ以上のフェライトの面積率が５％以下であり、かつ、加工フェライトの面積率が５％以下であり、
　さらに、前記フェライト粒内に存在するＴｉＣ粒子の平均粒径が１０ｎｍ以下である鋼板に、
　亜鉛めっき層を形成したことを特徴とする降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。
　請求項２に記載の発明は、
　成分組成が、さらに、
　Ｃｒ　：０．０１～３％
　Ｍｏ　：０．０１～１％、
　Ｃｕ　：０．０１～２％、
　Ｎｉ　：０．０１～２％、
　Ｂ　　：０．０００１～０．０１％
　Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
　Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１記載の降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。
　請求項３に記載の発明は、
　請求項１または２に示す成分組成を有する鋼材を、下記（１）～（３）に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍することを特徴とする降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
（１）熱間圧延条件
　粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：９００℃以上で圧延し、次いで第１冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で第１保持温度：５５０～７００℃まで急冷し、その温度で第１保持時間：１０～１００ｓ保持し、次いで第２冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で巻取り温度：４００～５５０℃まで急冷しその温度で巻き取る。
（２）冷間圧延条件
　冷間圧延率：２０～６０％
（３）焼鈍条件
　５００～７００℃の温度域を第１加熱速度：１～１０℃／ｓの平均加熱速度で昇温した後、７００℃～［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］の温度域を、第２加熱速度：８℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し、前記［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］～均熱温度：｛［０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３］～［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］｝までを第３加熱速度：０．１℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し、該均熱温度にて、均熱時間：３００ｓ以下保持した後、該均熱温度から第２冷却速度：５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４２０℃以上４８０℃未満の温度域まで急冷して溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、この急冷停止温度（過冷温度）で過冷時間：１０～６０ｓの時間保持してオーステンパ処理した後、合金化温度：４８０～６００℃の温度域で合金化時間：１～１００ｓの時間再加熱して合金化処理した後常温まで冷却する。
　本発明によれば、鋼板のマトリックスをベイニティック・フェライトとし、これに、マルテンサイト＋残留γを一部導入することで、ＴＳを確保するとともに、フェライトと、低Ｃ濃度の残留γを所定量導入することで温間成形時における残留γの熱的安定化により変形中期から後期に加工誘起マルテンサイト変態させることにより温間ＥＬを確保しつつ、フェライトについて、マルテンサイトの導入量を制限することで該フェライトに導入される可動転位を低減したうえで、粗大なフェライトおよび加工フェライトの導入量を制限するとともに、微細なフェライト粒またはサブグレイン組織とすることで微細化強化し、加えてフェライト中に微細なＴｉＣ粒子を分散させることで析出強化することにより、フェライトの優先的な降伏を防止して焼鈍ままＹＳを確保することが可能となった。その結果、ＣＧＬによる短時間のオーステンパ処理で製造しうる、引張強度と降伏強度と温間成形性を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供できるようになった。
　本発明者らは、前記従来技術と同様の、転位密度の高い下部組織（マトリックス）を有するベイニティック・フェライトと残留オーステナイト（γＲ）を含有するＴＲＩＰ鋼板に着目し、その鋼板特性として、ＴＳ：１０００ＭＰａ以上、ＹＳ：７００ＭＰａ以上、温間ＥＬ：３３％以上を同時に確保しうる方策について種々検討を重ねてきた。
　その結果、以下の思考研究により、前記所望の鋼板特性を確保しうることに想到した。
　すなわち、まず、鋼板のマトリックスを、転位を含むベイニティック・フェライトとし、これに、マルテンサイト＋残留γ（変形途中に加工誘起マルテンサイト変態する）を一部導入することで、ＴＳ：１０００ＭＰａ以上の高強度を確保する。
　また、フェライトと残留γを導入することで温間ＥＬ：３３％以上を確保する。ここで、温間における加工誘起マルテンサイト変態によるＥＬ向上効果を最大化させるため残留γ中のＣ濃度を低く制御する。つまり、このような低Ｃ濃度の残留γは、室温では不安定なため、変形初期に加工誘起マルテンサイト変態してＥＬ向上効果は減殺されるが、温間成形することにより熱的に残留γを安定化させ、変形中期から後期に加工誘起マルテンサイト変態させることでＥＬ向上効果を高めることができる。
　また、焼鈍まま高ＹＳを確保するために、マルテンサイトの導入量を制限し、マルテンサイト変態時の膨張にともなってフェライトに導入される可動転位を低減する。さらに、フェライトを強化し優先的に降伏するのを防止するために、フェライトを微細な再結晶フェライトや粒内に微細なサブグレインを有する未再結晶フェライトとすることで微細化強化し、加えて、該フェライト内に微細なＴｉＣを分散させて析出強化することでＹＳ：７００ＭＰａ以上を確保する。このとき、粗大なフェライト粒が一定量以上導入されると、該粗大フェライトが優先的に降伏することでＹＳ：７００ＭＰａ以上が確保できなくなるので、粗大フェライトの面積率を制限する。
　また、サブグレイン組織化、再結晶フェライト粒化していない加工組織（加工フェライト）が残存していると温間ＥＬが低下するため、その導入量を制限する。
　本発明者らは、前記知見に基づいてさらに検討を進めた結果、本発明を完成するに至った。
　以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
　前述したとおり、本発明鋼板は、前記従来技術と同じくＴＲＩＰ鋼の組織をベースとするものであるが、特に、フェライトを所定量含有するとともに、炭素濃度０．９質量％未満の残留γを面積率で１０％以上含有し、さらに、前記フェライトについて、再結晶フェライトの平均円相当直径および未再結晶フェライト粒内のサブグレインの平均円相当直径がともに３μｍ以下、かつ、円相当直径５μｍ以上のフェライトの面積率が５％以下、かつ、加工フェライトの面積率が５％以下、さらに、前記フェライト粒内に存在するＴｉＣ粒子の平均円相当直径が１０ｎｍ以下に制御されている点で、前記従来技術と異なっている。
＜ベイニティック・フェライト：４０～６５％＞
　本発明における「ベイニティック・フェライト」とは、ベイナイト組織が転位密度の高いラス状組織を持った下部組織を有しており、組織内に炭化物を有していない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なり、また、転位密度がないかあるいは極めて少ない下部組織を有するポリゴナル・フェライト組織、あるいは細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会　基礎研究会　発行「鋼のベイナイト写真集－１」参照）。
　このように本発明鋼板の組織は、均一微細で延性に富み、かつ、転位密度が高く強度が高いベイニティック・フェライトを母相とすることで強度と成形性のバランスを高めることができる。
　本発明鋼板では、上記ベイニティック・フェライト組織の量は、全組織に対して面積率で４０～６５％（好ましくは４３～６２％、より好ましくは４５～６０％）であることが必要である。これにより、上記ベイニティック・フェライト組織による効果が有効に発揮されるからである。なお、上記ベイニティック・フェライト組織の量は、残留γとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得るよう、適切に制御することが推奨される。
＜マルテンサイト＋残留γ：２０％以上＞
　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。全組織に対してマルテンサイト＋残留γの合計面積率で２０％以上（好ましくは２２％以上、より好ましくは２４％以上）が必要である。
＜前記マルテンサイト：１５％以下＞
　マルテンサイト生成時にフェライトに導入される可動転位を低減させるためである。マルテンサイトの含有量が面積率で１５％を超えるとフェライトに導入される可動転位量が多くなりすぎてＹＳ：７００ＭＰａ以上を確保できない。また、マルテンサイトが多すぎると強度が高くなりすぎ、成形性が確保できなくなるので、全組織に対してマルテンサイトの含有量は面積率で１５％以下（好ましくは１３％以下、より好ましくは１０％以下）が必要である。
＜残留γ：１０％以上＞
　残留γは、温間成形時に加工誘起マルテンサイト変態することで温間ＥＬを高めるのに有用であり、このような作用を有効に発揮させるためには、全組織に対して面積率で１０％以上（好ましくは１２％以上、より好ましくは１４％以上）存在することが必要である。
＜フェライト：２０～４０％＞
　フェライトは軟質相であり、フェライト自体は高強度化に活用できないが、マトリックスの延性を高めるのには有効である。全組織に対してフェライトの含有量は、温間ＥＬを確保するため面積率で２０％以上（好ましくは２２％以上、より好ましくは２５％以上）が必要であるが、強度が保証できる面積率４０％以下（好ましくは３８％以下、より好ましくは３５％以下）の範囲とする。
＜残留γのＣ濃度（ＣγＲ ）：０．９質量％未満＞
　ＣγＲは、加工時に残留γがマルテンサイトに変態する安定度に影響する指標である。ＣγＲが高すぎると、温間では残留γが安定化しすぎて、その一部が加工誘起マルテンサイト変態しなくなるため、温間ＥＬが確保できなくなる。温間ＥＬ：３３％以上を確保するため、ＣγＲは０．９質量％未満（好ましくは０．８５質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下）とする必要がある。
＜再結晶フェライトの平均粒径および未再結晶フェライト粒内のサブグレインの平均粒径：ともに３μｍ以下＞
　優先的に降伏する軟質なフェライトを微細化強化するためである。加工組織と異なり、回復・再結晶した微細なフェライト粒および未再結晶フェライト粒内の微細なサブグレインは、ＥＬを大きく低下させずにＹＳを向上させるのに有効である。このような効果を有効に発揮させるには、再結晶フェライト、未再結晶フェライト粒内のサブグレインとも、平均粒径で３μｍ以下とする必要がある。
＜粒径５μｍ以上のフェライトの面積率：５％以下＞
　粗大なフェライト粒は、強化が不足しているため軟質であり、優先的に降伏してＹＳを低下させるので、その導入量を制限する必要がある。ＹＳ：７００ＭＰａ以上を確保するため、粒径５μｍ以上のフェライトの面積率を５％以下とする。
＜加工フェライトの面積率：５％以下＞
　フェライトの延性向上効果を損なわないため、加工フェライトの導入量を制限する必要がある。温間ＥＬ：３３％以上を確保するため、加工フェライトの面積率は５％以下とする。
＜前記フェライト粒内に存在するＴｉＣ粒子の平均粒径：１０ｎｍ以下＞
　前述の微細化強化に加えて、ＴｉＣ粒子による析出強化によりフェライトをさらに強化するためである。ＹＳ：７００ＭＰａ以上を確保するため、ＴｉＣ粒子の平均粒径は１０ｎｍ以下とする。
〔各相の面積率、残留γのＣ濃度（ＣγＲ）、および、各粒子のサイズの各測定方法〕
　ここで、各相の面積率、残留γのＣ濃度（ＣγＲ）、および、各粒子のサイズの各測定方法について説明する。
　まず、マルテンサイト＋残留γの面積率は、鋼板をレペラー腐食し、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）により、例えば白い領域を「マルテンサイト＋残留γ」と定義して、その面積率を測定した。
　ついで、残留γの面積率およびそのＣ濃度（ＣγＲ）は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３，（１９３３），Ｎｏ．７，ｐ．７７６）。そして、マルテンサイトの面積率は、前記のようにして測定した、マルテンサイト＋残留γの面積率から残留γの面積率を差し引くことにより求めた。
　ベイニティック・フェライトの面積率、フェライトの面積率、再結晶フェライトおよび未再結晶フェライト粒内のサブグレインのサイズおよび面積率、ならびに、加工フェライトの面積率については、以下のようにして同定を行った。
　走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；ＪＥＯＬ製　ＪＳＭ－５４１０）にＴＳＬ社製　ＯＩＭＴＭを用いて、０．２μｍピッチで電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法にて測定を行い、ＢＣＣ相とそれに隣接した結晶粒との結晶方位差が５°以上１５°未満の粒界、および１５°以上の粒界をそれぞれマッピングする。ＢＣＣ相のうち、１５°以上の方位差がある粒界が３測定点以下の領域、および、解析できなかった領域を「マルテンサイト＋加工フェライト」と定義しその面積率を同定する。そして、この面積率から前記光学顕微鏡観察で同定したマルテンサイトの面積率を差し引くことで加工フェライトの面積率を同定した。残りのＢＣＣ相のうち、１５°以上の方位差がある粒界で完全に囲まれた領域をフェライト粒またはベイニティック・フェライト粒と定義し、このうち粒子の平均ＫＡＭ値（例えば、日本国特開２０１０－２５５０９１号公報の段落［００３５］、［００４８］参照）が０．５℃以上の粒子をベイニティック・フェライト粒と定義して、その面積率を算出し、残りの領域を再結晶フェライトと定義して、そのサイズおよび面積率を同定した。また、一部でも５°以上１５°未満の方位差がある粒界で囲まれた領域をサブグレインと定義して、そのサイズおよび面積率を同定した。ここで、再結晶フェライトおよびサブグレインのサイズは、各粒子の面積を円相当直径に換算したものを粒径と定義し、その粒径（円相当直径）を算術平均することにより平均粒径を求めた。
　ＴｉＣのサイズについては、レプリカ法で透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行ってフェライト粒内に存在するＴｉＣ粒子を同定し、その面積を円相当直径に換算し、その円相当直径を算術平均したものを平均粒径とした。
　次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５～０．３％
　Ｃは、高強度を確保しつつ、所望の主要組織（ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト＋残留γ）を得るために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．０５％以上（好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上）添加する必要がある。ただし、０．３％超では溶接に適さない。
Ｓｉ：１～３％
　Ｓｉは、残留γが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉを１％以上添加する必要がある。好ましくは１．１％以上、より好ましくは１．２％以上である。ただし、Ｓｉを３％を超えて添加すると、ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成が阻害される他、熱間変形抵抗が高くなって溶接部の脆化を起こしやすくなり、さらには鋼板の表面性状にも悪影響を及ぼすので、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは１．８％以下である。
Ｍｎ：１～３％
　Ｍｎは、固溶強化元素として有効に作用する他、オーステンパまでの冷却中に過剰にフェライトが生成することを抑制する作用も発揮する。さらにはγを安定化し、所望の残留γを得るために必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、１％以上添加することが必要である。好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．５％以上である。ただし、３％を超えて添加すると、ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成が阻害される他、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）
　Ｐは不純物元素として不可避的に存在するが、所望のγＲを確保するために添加してもよい元素である。ただし、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）
　Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であるため、その上限を０．０１％とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
Ｔｉ：０．０２～０．２％
　Ｔｉは、ＴｉＣとして、ピン止め作用による粗大再結晶フェライトの生成抑制と析出強化により、ＹＳ：７００ＭＰａ以上を確保するのに有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉを０．０２％以上添加する必要がある。好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．０８％以上である。ただし、過剰に添加しても効果が飽和し経済的に無駄であるので、その上限を０．２％とする。
Ａｌ：０．００１～０．１％
　Ａｌは、脱酸剤として添加されるとともに、上記Ｓｉと相俟って、残留γが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ａｌを０．００１％以上添加する必要がある。ただし、過剰に添加しても効果が飽和し経済的に無駄であるので、その上限を０．１％とする。
Ｎ：０．００２～０．０３％
　Ｎは、不可避的に存在する元素であるが、ＡｌやＮｂ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。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｎは０．００２％以上含有させる必要がある。一方、Ｎ含有量が多すぎると、本発明の材料のような低炭素鋼では鋳造が困難になるため、製造自体ができなくなる。
１０［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦４．５・・・式（１）
　ＣＧＬによる短時間オーステンンパ処理でベイナイト変態を十分に進行させ、ベイニティック・フェライト、残留γ、およびマルテンサイトを所定の分率で得るためである。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎはいずれもベイナイト変態を遅延させる元素であるため、これらの元素の含有量のバランスを制御する必要がある。前記式（１）は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を種々変化させた鋼のベイナイト変態の進行度合いおよび最終組織中に形成されるベイニティック・フェライト、残留γ、およびマルテンサイトの分率を調査し、ＣＧＬにおける短時間オーステンパ処理で所定の組織分率を確保できる成分バランスを実験的に求め定式化したものである。前記式（１）の左辺の値が４．５を超えると、ベイニティック・フェライトおよび残留γの分率が不足して温間ＥＬが低下したり、マルテンサイトの分率が過剰になることでフェライト中に多量の可動転位が導入されＹＳが低下したりする。好ましくは４．４以下、さらに好ましくは４．３以下である。
０．８×（７２３－１０．７［Ｍｎ］―１６．９［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］）＋０．２×（９１０－２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］－３０［Ｍｎ］－１１［Ｃｒ］－２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋４００［Ｔｉ］）≦７８０・・・式（２）
　焼鈍工程の昇温時において２相域でオーステナイト粒が粗大な再結晶フェライトの生成を抑制できる量だけ生成する温度を７８０℃以下とするためである。ここに、前記式（２）の左辺は、「０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３」を意味する（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）。つまり、前記式（２）の左辺の値が７８０℃を超えると焼鈍工程の昇温の際に粗大な再結晶フェライトが生成してＹＳ：７００ＭＰａ以上を確保できなくなる。
　本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１～３％
Ｍｏ：０．０１～１％、
Ｃｕ：０．０１～２％、
Ｎｉ：０．０１～２％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
　これらの元素は、鋼の強化元素として有用であるとともに、残留γの温間での安定化や所定量の確保に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｏ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｃｕ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｂ：０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、Ｃｒは３％、Ｍｏは１％、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ２％、Ｂは０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下である。
Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
　これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）添加することが推奨される。ただし、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０１％、ＲＥＭは０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下である。
　次に、上記本発明鋼板を得るための製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の製造方法〕
　本発明鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材を、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍を行って製造するが、組織の要件を満たすために以下の考え方で各工程における条件を設定すればよい。
　すなわち、微細な再結晶フェライトや未再結晶粒内のサブグレインを有するフェライト組織を得るには、焼鈍工程の特に昇温過程および均熱過程において、冷延工程で冷間加工された組織から回復・再結晶するフェライトの形態を制御する必要がある。すなわち、最終組織に加工ままのフェライトを所定量以上残存させず、かつ、粗大な再結晶フェライトの生成を抑制することが課題となる。粗大な再結晶フェライトの生成機構として、加工組織が回復することでサブグレイン組織が形成され、特定のサブグレインが成長し再結晶フェライト化し、さらに粗大化することが知られている。よって粗大再結晶フェライト粒を低減させるには、サブグレインまたは微細な再結晶フェライト粒の段階で粗大化を抑制することが有効である。本発明では、微細なＴｉＣ粒子によるピン止め作用、ならびに、成分組成および焼鈍工程における昇温パターンの最適化により低温２相域で生成するオーステナイト粒を利用して、サブグレインまたは微細な再結晶フェライト粒の粗大化を抑制する。まず熱延段階で中間保持条件を最適化することでＴｉＣを微細に析出させておき、焼鈍工程においてＴｉＣをピン止め粒子として活用する。なお、この微細ＴｉＣ粒子は析出強化粒子としても寄与する。焼鈍工程における昇温過程では、第１昇温過程で加工組織を回復・再結晶させて、最終組織に残存する加工フェライトを低減させる。第２昇温過程では再結晶フェライトの粗大化を十分量のオーステナイト粒で抑制できる温度まで急速に昇温する。第３昇温過程および均熱過程では再結晶フェライトの粗大化はＴｉＣのピン止め作用に加えてオーステナイト粒で抑制できるので、オーステナイト分率の調整を行う。
　この考え方に基づき、本発明鋼板は、具体的には、上記成分組成を満足する鋼材を、下記（１）～（３）に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍することで製造できる。
（１）熱間圧延条件
　粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：９００℃以上で圧延し、次いで第１冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で第１保持温度：５５０～７００℃まで急冷し、その温度で第１保持時間：１０～１００ｓ保持し、次いで第２冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で巻取り温度：４００～５５０℃まで急冷しその温度で巻き取る。
＜熱延加熱温度：１２００℃以上＞
　Ｔｉを鋼中に完全に固溶させることで、マトリックス中にＴｉＣを析出させ、ＴｉＣ粒子によるピン止めおよび析出強化の効果を十分に得るためである。このような効果を確実に発揮させるため、熱延加熱温度は１２００℃以上とする。
＜仕上げ圧延終了温度：９００℃以上＞
　仕上げ圧延終了後にオーステナイトを再結晶させることで、高温域での粗大なＴｉＣの析出を防止するためである。９００℃未満では未再結晶オーステナイト組織となり、続く冷却過程の高温域でＴｉＣが転位上に粗大に析出し、ＴｉＣのピン止めおよび析出強化の効果が十分に得られず、ＹＳが確保できなくなる。
＜第１冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で第１保持温度：５５０～７００℃まで急冷＞
　高温域での粗大ＴｉＣの析出を防止するためである。第１冷却速度が１０℃／ｓ未満、あるいは、第１保持温度が７００℃を超えると、粗大ＴｉＣがオーステナイト粒界上に析出し、ＴｉＣのピン止めおよび析出強化の効果が十分に得られず、ＹＳが確保できなくなる。
＜第１保持温度：５５０～７００℃で第１保持時間：１０～１００ｓ保持＞
　フェライト変態させ、オーステナイトとフェライトの界面に微細なＴｉＣ粒子を析出させるためである。第１保持温度が５５０℃未満、あるいは、第１保持時間が１０ｓ未満では、ＴｉＣが十分量析出せず、一方、第１保持時間が１００ｓを超えると、ＴｉＣが粗大化し、いずれの場合も、ＴｉＣのピン止めおよび析出強化の効果が十分に得られず、ＹＳが確保できなくなる。
＜第２冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で巻取り温度：４００～５５０℃まで急冷しその温度で巻き取り＞
　析出させた微細なＴｉＣ粒子を粗大化させないためである。なお巻取り温度４００℃未満では鋼が高強度化しすぎて冷間圧延が困難になる。
（２）冷間圧延条件
冷間圧延率：２０～６０％
　次の焼鈍工程の昇温過程で微細な再結晶フェライト粒や未再結晶フェライト粒内サブグレインを形成させるためである。冷間圧延率が２０％未満では昇温過程で加工組織の回復・再結晶が十分に起こらず、加工されたフェライトが最終組織に残存してＥＬが低下し、ＴＳ×ＥＬが確保できなくなる。一方、冷間圧延率が６０％を超えると昇温過程における再結晶粒の粗大化が促進され、微細な再結晶フェライト粒や未再結晶フェライト粒内サブグレインを得られず、ＹＳが確保できなくなる。
（３）焼鈍条件
　５００～７００℃の温度域を第１加熱速度：１～１０℃／ｓの平均加熱速度で昇温した後、７００℃～［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］の温度域を、第２加熱速度：８℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し、前記［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］～均熱温度：｛［０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３］～［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］｝までを第３加熱速度：０．１℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し、該均熱温度にて、均熱時間：３００ｓ以下保持した後、該均熱温度から第２冷却速度：５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４２０℃以上４８０℃未満の温度域まで急冷して溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、この急冷停止温度（過冷温度）で過冷時間：１０～６０ｓの時間保持してオーステンパ処理した後、合金化温度：４８０～６００℃の温度域で合金化時間：１～１００ｓの時間再加熱して合金化処理した後常温まで冷却する。
＜５００～７００℃の温度域を第１加熱速度：１～１０℃／ｓの平均加熱速度で昇温＞
　微細な再結晶フェライト粒や未再結晶フェライト粒内サブグレインを形成させるためである。第１加熱速度が１℃／ｓ未満では粗大な再結晶フェライトが形成され、ＹＳが確保できなくなる。一方、第１加熱速度が１０℃／ｓを超えると最終組織に加工フェライトが残存しＥＬが低下し、ＴＳ×ＥＬが確保できなくなる。
＜７００℃～［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］の温度域を、第２加熱速度：８℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温＞
　粗大な再結晶フェライトが形成される温度域を急速昇温し、粗大な再結晶フェライトの形成を抑制できるだけのオーステナイト粒が得られる２相域温度に短時間で到達させるためである。第２加熱速度が８℃／ｓ未満では粗大な再結晶フェライトが多量に形成され、ＹＳが確保できなくなる。なお、［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］は、前述したとおり、前記式（２）の左辺の式で算出できる。
＜前記［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］～均熱温度：｛［０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３］～［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］｝までを第３加熱速度：０．１℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温＞
　前段までの製造条件により形成された、微細なＴｉＣ粒子およびオーステナイト粒によって粗大な再結晶フェライトの形成は抑制されているので、ここでは、所定の加熱速度で所定のオーステナイト分率が得られる均熱温度まで昇温すればよい。均熱温度が［０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３］未満ではフェライトの分率が高くなりすぎて、最終組織に含まれるベイニティック・フェライトおよび残留γ＋マルテンサイトの分率が低下するためＴＳが確保できなくなる。一方、均熱温度が［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］以下ではフェライトの分率が低くなりすぎてＥＬが低下し、ＴＳ×ＥＬが確保できなくなる。また、第３加熱速度が０．１℃／ｓ未満では、ＴｉＣ粒子およびオーステナイト粒の粗大化により粗大な再結晶フェライトが形成され、ＹＳが確保できなくなる。なお、均熱温度の範囲の上下限値［０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３］および［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］は、前記式（２）の左辺の式を、その係数「０．８と０．２」を「０．４と０．６」および「０．２と０．８」にそれぞれ変更して用いることで算出できる。
＜均熱時間：３００ｓ以下保持＞
　均熱時間が３００ｓを超えるとＴｉＣ粒子およびオーステナイト粒の粗大化により粗大な再結晶フェライトが形成され、ＹＳが確保できなくなる。
＜該均熱温度から第２冷却速度：５℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷＞
　冷却中におけるフェライトの生成を抑制するためである。第２冷却速度が５℃／ｓ未満ではフェライト分率が高くなりすぎてＴＳが確保できなくなる。
＜急冷停止温度（過冷温度）：４２０℃以上４８０℃未満の温度域まで急冷して溶融亜鉛めっき浴に浸漬＞
　最適な温度でオーステンパ処理することで、ＣＧＬによる短時間オーステンパ処理でもベイナイト変態を十分進行させ、ベイニティック・フェライト、残留γおよびマルテンサイトの分率を最適化するとともに、残留γ中のＣ濃度を低くするためである。急冷停止温度（過冷温度）が４２０℃未満ではＣ濃度の高い残留γが形成され、温間ＥＬが確保できなくなる。一方、急冷停止温度（過冷温度）が４８０℃以上になるとベイナイト変態が十分に進行せず、残留γ分率が確保できなくなるとともに、マルテンサイトが多量に形成されるため、焼鈍ままＹＳが確保できなくなる。
＜この急冷停止温度（過冷温度）で過冷時間：１０～６０ｓの時間保持してオーステンパ処理＞
　ベイナイト変態の進行を促進させるとともにＣＧＬにおける生産性を確保するためである。過冷時間が１０ｓ未満ではベイナイト変態が短時間で十分に進行せず、ベイニティック・フェライトおよび残留γの分率が低下する一方、マルテンサイトの分率が高くなりすぎて、温間ＥＬ、ＹＳがともに確保できなくなる。一方、過冷時間が６０ｓを超えるとＣＧＬの生産性が低下してしまう。
＜合金化温度：４８０～６００℃の温度域で合金化時間：１～１００ｓの時間再加熱して合金化処理した後常温まで冷却＞
　オーステナイトの分解を抑制しながらめっきを合金化するためである。合金化温度が６００℃超、あるいは、合金化時間が１００ｓ超では、オーステンパ処理工程で作りこんだ高Ｃのオーステナイトからセメンタイトが析出するため、最終組織で所定量の残留γが確保できず、温間ＥＬが確保できなくなる。一方、合金化温度が４８０℃未満、合金化時間が１ｓ未満ではめっきが合金化しなくなる。
　表１に示す各成分組成からなる供試鋼を真空溶製し、板厚３０ｍｍのスラブとした後、このスラブを熱延加熱温度Ｔ１（℃）に加熱し、仕上げ圧延終了温度Ｔ２（℃）で板厚２．５ｍｍに熱間圧延した後、第１冷却速度ＣＲ１（℃／ｓ）の平均冷却速度で第１保持温度Ｔ３（℃）まで急冷し、その温度で第１保持時間ｔ１（ｓ）保持し、次いで第２冷却速度ＣＲ２（℃／ｓ）の平均冷却速度で巻取り温度Ｔ４（℃）まで急冷を行い、巻取り温度Ｔ４（℃）で保持炉に３０分間入れ、空冷することで熱延鋼板の巻取りを模擬した。その後、冷延率ｒ：５２％で冷間圧延して、板厚１．２ｍｍの冷延材とした。なお、熱処理Ｎｏ．１２の鋼については冷間圧延前に表裏面を研削し１．４ｍｍとし、冷延率ｒ：１５％で冷間圧延して、板厚１．２ｍｍの冷延材とした。また、熱処理Ｎｏ．１３の鋼については板厚４．０ｍｍに熱間圧延し、冷延率ｒ：７０％で冷間圧延して、板厚１．２ｍｍの冷延材とした。そして、これらの冷延材を、表２および３に示す種々の焼鈍条件にて以下の手順で熱処理を施した。
　すなわち、前記冷延材を、５００～７００℃の温度域を第１加熱速度ＨＲ１（℃／ｓ）の平均加熱速度で昇温した後、７００℃～［前記式（２）の左辺の値（単位：℃）］の温度域を、第２加熱速度ＨＲ２（℃／ｓ）の平均加熱速度で昇温し、前記式（２）の左辺の値（単位：℃）～均熱温度Ｔ１（℃）までを第３加熱速度ＨＲ３（℃／ｓ）の平均加熱速度で昇温し、該均熱温度Ｔ１（℃）にて、均熱時間ｔ１（ｓ）保持した後、該均熱温度Ｔ１から第２冷却速度ＣＲ２（℃／ｓ）の平均冷却速度で急冷停止温度（過冷温度）Ｔ２（℃）まで急冷して溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、この急冷停止温度（過冷温度）Ｔ２（℃）で過冷時間ｔ２（ｓ）の時間保持してオーステンパ処理した後、合金化温度Ｔ３（℃）の温度域で合金化時間ｔ３（ｓ）の時間再加熱して合金化処理した後常温まで冷却した。
　このようにして得られた鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、残留γのＣ濃度（ＣγＲ）、および、各粒子のサイズの各測定方法を測定した。
　また、上記鋼板について、機械的特性を評価するため、焼鈍まま強度として室温での引張試験により降伏強度（ＹＳ）と引張強度（ＴＳ）を、温間ＥＬとして３００℃での引張試験により全伸び（ＥＬ）を、それぞれ測定した。なお、引張試験は、室温、３００℃とも、ＪＩＳ５号試験片を用い、引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎで実施した。
　これらの結果を表４および５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４および５に示すように、鋼Ｎｏ．１、２、２５、２７、２８、３１、３２、３５～３７、４０、４２～４７はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、本発明の熱処理条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する本発明鋼板であり、機械的特性（室温ＹＳ、室温ＴＳ、温間ＥＬ）は全て判定基準を満たしており、引張強度と降伏強度と温間成形性を兼ね備えた高強度鋼板が得られた。
　これに対し、鋼Ｎｏ．３～２４、２６、２９、３０、３３、３４、３８、３９、４１は本発明で規定する成分組成および組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼板であり、機械的特性（室温ＹＳ、室温ＴＳ、温間ＥＬ）のうち少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。
　例えば、鋼Ｎｏ．３～２４は、成分組成の要件は満たしているものの、製造条件のいずれかが本発明の範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する必須要件のうち少なくとも一つを満たさず、室温ＹＳ、室温ＴＳ、温間ＥＬの少なくともいずれかが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２６、２９、３０、３３、３４、３８、３９、４１は、製造条件は本発明の範囲内にあるものの、本発明の成分を規定する要件を満たさないうえ、本発明の組織を規定する必須要件も満たさず、室温ＹＳ、室温ＴＳ、温間ＥＬの少なくともいずれかが劣っている。
　例えば、鋼Ｎｏ．２６（鋼種記号Ｄ）は、Ｃ含有量が低すぎるとともに前記式（２）の不等式を満足せず、残留γが不足するとともに、再結晶フェライトが粗大化し、室温ＹＳ、室温ＴＳ、温間ＥＬとも劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２９（鋼種記号Ｇ）は、Ｃ含有量が高すぎるとともに前記式（１）の不等式を満足せず、ベイニティック・フェライトおよび残留γが不足する一方、マルテンサイトが過剰になり、室温ＴＳは優れているものの、室温ＹＳ、温間ＥＬが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．３０（鋼種記号Ｈ）は、Ｓｉ含有量が低すぎることにより、残留γが不足し、室温ＹＳは優れているものの、室温ＴＳ、温間ＥＬが劣っている。
　一方、鋼Ｎｏ．３３（鋼種記号Ｋ）は、Ｓｉ含有量が高すぎるとともに前記式（１）および式（２）の不等式をいずれも満足せず、残留γが不足する一方、マルテンサイトが過剰になり、室温ＴＳは優れているものの、室温ＹＳ、温間ＥＬが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．３４（鋼種記号Ｌ）は、Ｍｎ含有量が低すぎるとともに前記式（２）の不等式を満足せず、再結晶フェライトが粗大化し、室温ＴＳは優れているものの、室温ＹＳ、温間ＥＬが劣っている。
　一方、鋼Ｎｏ．３８（鋼種記号Ｐ）は、Ｍｎ含有量が高すぎるとともに前記式（１）の不等式を満足せず、ベイニティック・フェライトおよび残留γが不足する一方、マルテンサイトが過剰になり、室温ＴＳは優れているものの、室温ＹＳ、温間ＥＬが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．３９（鋼種記号Ｑ）は、Ｔｉ含有量が低すぎることにより、ＴｉＣによるピン止め作用が減少して再結晶フェライトが粗大化し、室温ＴＳ、温間ＥＬは優れているものの、室温ＹＳが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．４１（鋼種記号Ｓ）は、前記式（２）の不等式を満足せず、再結晶フェライトが粗大化し、室温ＴＳ、温間ＥＬは優れているものの、室温ＹＳが劣っている。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１２年９月２０日出願の日本特許出願（特願２０１２－２０７１９１）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、降伏強度と温間成形性に優れ、自動車部品等に有用である。

Claims (3)

  1. 　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
    　Ｃ　：０．０５～０．３％、
    　Ｓｉ：１～３％、
    　Ｍｎ：１～３％、
    　Ｐ　：０．１％以下（０％を含む）、
    　Ｓ　：０．０１％以下（０％を含む）、
    　Ｔｉ：０．０２～０．２％、
    　Ａｌ：０．００１～０．１％、
    　Ｎ　：０．００２～０．０３％
    を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、
    　１０［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦４．５・・・式（１）
    および
    　０．８×（７２３－１０．７［Ｍｎ］－１６．９［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］）＋０．２×（９１０－２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］－３０［Ｍｎ］－１１［Ｃｒ］－２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋４００［Ｔｉ］）≦７８０・・・式（２）
    （ただし、［ ］は各化学成分の含有量（質量％）を意味する。）をともに満たす成分組成を有し、
    　全組織に対する面積率で（以下、組織について同じ。）、
    　ベイニティック・フェライト：４０～６５％、
    　マルテンサイト＋残留オーステナイト：２０％以上、
    　前記マルテンサイト：１５％以下、
    　前記残留オーステナイト：１０％以上、
    　フェライト：２０～４０％
    を含む組織を有し、
    　前記残留オーステナイトのＣ濃度（ＣγＲ ）が０．９質量％未満であり、
    　前記フェライトについて、再結晶フェライトの平均粒径および未再結晶フェライト粒内のサブグレインの平均粒径がともに３μｍ以下であり、かつ、粒径５μｍ以上のフェライトの面積率が５％以下であり、かつ、加工フェライトの面積率が５％以下であり、
    　さらに、前記フェライト粒内に存在するＴｉＣ粒子の平均粒径が１０ｎｍ以下である鋼板に、
    　亜鉛めっき層を形成したことを特徴とする降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　成分組成が、さらに、
    　Ｃｒ　：０．０１～３％
    　Ｍｏ　：０．０１～１％、
    　Ｃｕ　：０．０１～２％、
    　Ｎｉ　：０．０１～２％、
    　Ｂ　　：０．０００１～０．０１％
    　Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
    　Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
    を含むものである請求項１記載の降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　請求項１または２に示す成分組成を有する鋼材を、下記（１）～（３）に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍することを特徴とする降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    （１）熱間圧延条件
    　粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：９００℃以上で圧延し、次いで第１冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で第１保持温度：５５０～７００℃まで急冷し、その温度で第１保持時間：１０～１００ｓ保持し、次いで第２冷却速度：１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で巻取り温度：４００～５５０℃まで急冷しその温度で巻き取る。
    （２）冷間圧延条件
    　冷間圧延率：２０～６０％
    （３）焼鈍条件
    　５００～７００℃の温度域を第１加熱速度：１～１０℃／ｓの平均加熱速度で昇温した後、７００℃～［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］の温度域を、第２加熱速度：８℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し、前記［０．８Ａｃ１＋０．２Ａｃ３］～均熱温度：｛［０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３］～［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］｝までを第３加熱速度：０．１℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し、該均熱温度にて、均熱時間：３００ｓ以下保持した後、該均熱温度から第２冷却速度：５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４２０℃以上４８０℃未満の温度域まで急冷して溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、この急冷停止温度（過冷温度）で過冷時間：１０～６０ｓの時間保持してオーステンパ処理した後、合金化温度：４８０～６００℃の温度域で合金化時間：１～１００ｓの時間再加熱して合金化処理した後常温まで冷却する。
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