JP2009197251A - 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】９５０ＭＰａ以上の引張強さと高い延性を有すると共に、化成処理性や溶融亜鉛めっき性にも優れ、しかも、焼鈍条件の変化に対する機械的特性の変動が小さい高強度鋼板とその製造方法を提案する。
【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０６ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜１．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとマルテンサイトを含むミクロ組織からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、主として自動車車体、中でも自動車構造部材に用いて好適な、高い強度と優れた加工性（延性）を有し、しかも化成処理性やめっき性にも優れ、製造時の焼鈍条件の変化に対する機械的特性の変動が小さい、引張強さが９５０ＭＰａ以上の高強度鋼板とその製造方法に関するものである。なお、ここでいう「焼鈍条件の変化に対する機械的特性の変動の小さい」とは、焼鈍工程の均熱温度７８０〜８６０℃の範囲における引張強さの最大値と最小値の差ΔＴＳが１００ＭＰａ以下であることをいう。

近年、地球環境を保護する観点から、自動車の燃費向上が強く求められている。このため、自動車車体に用いられる材料を高強度化することにより薄肉化し、軽量化を図ることが推し進められている。しかし、鋼板の高強度化は、延性の低下による加工性の低下を招くことから、高強度と高延性を兼ね備えた材料の開発が望まれている。

従来、このような要求に応えるものとして、フェライトとマルテンサイトからなる組織強化型のＤＰ鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性現象（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を活用したＴＲＩＰ鋼などの複合組織鋼板が開発されている。

例えば、特許文献１や特許文献２には、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用したＴＲＩＰ鋼が開示されている。しかし、このＴＲＩＰ鋼は、多量のＳｉ添加が必要であるため、鋼板表面の化成処理性や溶融亜鉛めっき性が悪化するという問題や、高強度化するためには多量のＣ添加が必要であるため、溶接部のナゲット割れが起こり易くなる等の問題がある。

また、特許文献３には、多量のＳｉを添加して残留γを確保することにより高延性を達成した、加工性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかし、Ｓｉは、めっき性を低下させるため、このような鋼にめっきを施すには、Ｎｉのプレめっきや特殊な薬剤の塗布を行ったり、鋼板表面の酸化物層を還元して酸化膜の厚さを制御したりするなどの煩雑な工程が必要となる。

また、特許文献４および特許文献５には、Ｓｉを低減したＴＲＩＰ鋼が開示されている。しかしながら、このＴＲＩＰ鋼は、高強度を確保するために多量のＣ添加が必要であるため、溶接上の問題が残されていること、引張強さが９８０ＭＰａ以上では、降伏応力が非常に高くなるため、プレス加工時の形状凍結性が低下するという問題がある。

さらに、一般に、ＴＲＩＰ鋼は、残留オーステナイト量が多いため、加工時に誘起変態して生成したマルテンサイト相とその周囲の相との界面には、ボイドや転位が多く発生している。そのため、このような場所に水素が集積し、遅れ破壊が発生し易いという問題点があることが指摘されている。

一方、フェライトとマルテンサイトからなる組織強化型のＤＰ鋼は、降伏応力が低く延性の優れる鋼板として知られているが、高強度かつ高延性を達成するには、Ｓｉの多量添加が必要であり、化成処理性や溶融亜鉛めっき性が低下するという問題がある。そこで、特許文献６や特許文献７には、溶融亜鉛めっき性を確保するために、Ｓｉを低減してＡｌを添加した鋼板が開示されているが、十分な延性を有しているとは言えない。
特開昭６１−１５７６２５号公報 特開平１０−１３０７７６号公報 特開平１１−２７９６９１号公報 特開平０５−２４７５８６号公報 特開２０００−３４５２８８号公報 特開２００５−２２０４３０号公報 特開２００５−００８９６１号公報

上記のように、従来のＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼では、高強度と高延性を兼備し、しかも、化成処理性や溶融亜鉛めっき性等にも優れる高強度冷延鋼板は実現できていないのが実情である。また、これらの鋼板は、製造時の焼鈍条件が変化したときの機械的特性の変動、特に引張強さの変動が大きく、製造安定性に欠けるという問題点を抱えるものであった。

そこで、本発明は、従来技術が抱える上記問題点を解決すべく開発されたものであって、その目的は、９５０ＭＰａ以上の引張強さと高い延性を有すると共に、化成処理性や溶融亜鉛めっき性にも優れ、しかも、焼鈍条件の変化に対する機械的特性の変動が小さい高強度鋼板とその製造方法を提案することにある。

発明者らは、上記課題を解決するべく、高強度鋼板が有する成分組成およびミクロ組織に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、鋼の成分組成を適正範囲に制御する、具体的には、Ａｌを適正量添加し、フェライトとオーステナイトの２相温度域を拡大することで、焼鈍工程における均熱温度の変化に対する機械的特性の変動量を小さくし、さらに、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂを適正量添加し、焼鈍時に生成するオーステナイトの焼入れ性を高めることにより、焼鈍後の冷却条件の変化に対する機械的特性の変動量を小さくすることにより、フェライトとマルテンサイトを主相とするミクロ組織を有し、高強度かつ高延性で、しかも化成処理性やめっき性にも優れる冷延鋼板を安定して得ることができることを見出した。

上記知見に基づき開発された本発明は、Ｃ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０６ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜１．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとマルテンサイトを含むミクロ組織からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上である高強度鋼板である。

本発明の高強度鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＶ：０．０１〜０．１２ｍａｓｓ％のうちの１種または２種、および／または、Ｃｕ，Ｎｉのうちの１種または２種を合計で０．０１〜４．０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。

また、本発明の高強度鋼板における上記ミクロ組織は、体積率で２０〜７０％のフェライトと２０％以上のマルテンサイトを含むこと、あるいはさらに体積率で１０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする。

また、本発明の高強度鋼板は、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする。

また、本発明は、上記の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、その後、７８０〜９００℃で３００ｓｅｃ以下の焼鈍を施した後、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却する高強度鋼板の製造方法を提案する。

本発明の高強度鋼板の製造方法は、上記焼鈍後、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す、あるいはさらに、合金化処理を施すことを特徴とする。

本発明の高強度鋼板は、高強度でありながら、優れた延性を有していることから、厳しいプレス成形性と強度・剛性の要求される自動車構造部品等に用いて好適である。また、本発明の高強度鋼板は、化成処理性や溶融亜鉛めっき性、合金化処理性にも優れているため、優れた防錆性が要求される自動車の足回り部品や家電・電気製品などの用途にも適している。

まず、本発明に係る高強度鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｃは、適正量のマルテンサイト量を確保し、高い強度を得るためには不可欠な成分である。Ｃの含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満では、本発明が所望とする鋼板強度を確保することが難しくなる。一方、Ｃの含有量が０．２０ｍａｓｓ％を超えると、溶接部および熱影響部が著しく硬化し、溶接性が低下する。そのため、本発明では、Ｃの含有量を０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、引張強さ９５０ＭＰａ以上を安定して確保するには、Ｃは０．０８５ｍａｓｓ％以上が好ましく、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以上である。

Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、延性を劣化させることなく高強度化を図るのに有効な成分である。しかし、Ｓｉが０．５ｍａｓｓ％を超えると、溶融亜鉛めっき鋼板における不めっきの発生やその後に行われる合金化反応の低下をもたらして、表面品質の低下や防錆性能の低下を招いたり、また、冷延鋼板においては、化成処理性の低下を招いたりする。そこで、本発明では、Ｓｉの含有量は０．５ｍａｓｓ％以下とする。より溶融亜鉛めっき性を重視する場合には、０．３ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。

Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の固溶強化に有効であることに加え、焼入れ強化にも有効な元素である。Ｍｎの含有量が１．５ｍａｓｓ％未満では、本発明が所望とする高い強度が得られないばかりか、焼入れ性の低下により、焼鈍後の冷却中にパーライトが形成され、延性の低下をもたらす。一方、Ｍｎの含有量が３．０ｍａｓｓ％を超えると、溶鋼を鋳造してスラブにする際、スラブ表面やコーナー部に割れが生じやすくなる。さらに、スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍して得られる鋼板では、表面欠陥が顕在化するようになる。よって、本発明では、Ｍｎ含有量は１．５〜３．０ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、熱間圧延および冷間圧延における圧延荷重を低減し、圧延性を確保するためには、２．５ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。

Ｐ：０．０６ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、加工性やめっき密着性を高めるためには低い方が好ましい。そこで、本発明では、Ｐは０．０６ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０３ｍａｓｓ％以下である。

Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、鋼の延性を著しく低下させるため、少ない方が好ましい。そこで、本発明では、Ｓは０．０１ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。

Ａｌ：０．３〜１．５ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸剤として添加される成分であり、また、延性の向上に有効に作用する成分でもある。さらに、Ａｌは、フェライト＋オーステナイトの２相温度域を拡大することで、焼鈍工程における均熱温度の変化に対する機械的特性の変動量を小さくする効果がある。上記効果を得るためには、０．３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、Ａｌが鋼中に過剰に存在すると、溶融亜鉛めっき後の鋼板の表面品質が劣化するようになるが、１．５ｍａｓｓ％以下であれば、良好な表面品質を保持することができる。よって、Ａｌは０．３〜１．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．３〜１．２ｍａｓｓ％である。

Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下：
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、多量に含有すると、時効性を劣化させるのみならず、ＡｌＮの析出量が増加してＡｌの添加効果を減少させる。また、ＮをＴｉＮとして固定するために必要なＴｉ量も増大する。よって、Ｎの含有量の上限は０．０２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。

Ｔｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％
Ｔｉは、ＮをＴｉＮとして固定して、鋳造時のスラブ表面割れの原因となるＡｌＮの生成を抑制する。この効果は０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超える添加は、焼鈍後の延性を著しく劣化させる。そのため、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％である。

Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｂは、焼鈍後の冷却中におけるオーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、硬質なマルテンサイトの生成を促進するため、鋼板の強度上昇に寄与する。このような効果は０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。しかし、０．００３０ｍａｓｓ％を超える添加は、焼入れ性の向上効果が飽和するだけでなく、鋼板表面へのＢ酸化物の形成により、化成処理性や溶融亜鉛めっき性を低下させる。このため、Ｂは０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲で添加する。好ましくは、０．０００７〜０．００２０ｍａｓｓ％である。

Ｃｒ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％
ＣｒおよびＭｏは、焼鈍後の冷却中におけるフェライト、パーライト変態のノーズを長時間側に移行させて、マルテンサイトの生成を促進するので、焼入れ性を向上し、高強度化を図るには有効な元素である。上記効果を得るためには、Ｃｒ：０．１ｍａｓｓ％以上、Ｍｏ：０．０１ｍａｓｓ％以上のうちの１種または２種を添加する必要がある。一方、Ｃｒが１．５ｍａｓｓ％超あるいはＭｏが２．０ｍａｓｓ％超となると、安定炭化物が生成し、焼入れ性が低下するだけでなく、合金コストが増加する。よって、本発明では、Ｃｒ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を添加する。また、１８０００ＭＰａ・％を超えるＴＳ×Ｅｌを達成するためには、Ｃｒは０．４ｍａｓｓ％以上とするのが好ましい。なお、Ｃｒは、溶融亜鉛めっき処理を施す場合、表面に生成するＣｒ酸化物が不めっきを誘発するおそれがあるので、１．０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。また、Ｍｏは、冷延鋼板の化成処理性を低下させることがあり、また、過剰の添加は合金コストの上昇を招くので、０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。

本発明の高強度鋼板は、上記成分に加えてさらに、必要に応じて以下の成分を添加することができる。
Ｎｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成し、再結晶フェライトの粒成長を抑制したり、焼鈍時のオーステナイト核生成サイトを増加させたりする効果があるので、焼鈍後の鋼板の延性を向上させることができる。このような効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。一方、０．１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、炭窒化物が多量に析出し、逆に延性を低下させる。さらに、熱間圧延や冷間圧延における圧延負荷が増大して圧延能率が低下したり、原料コストの上昇を招いたりする。よって、Ｎｂを添加する場合には、０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｖ：０．０１〜０．１２ｍａｓｓ％
Ｖは、焼入れ性を高める効果がある。この効果は０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。しかし、０．１２ｍａｓｓ％を超えると、この効果は飽和し、さらに合金コストの上昇を招く。よって、Ｖを添加する場合には、０．０１〜０．１２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｃｕ，Ｎｉの１種または２種：合計で０．０１〜４．０ｍａｓｓ％
ＣｕおよびＮｉは、固溶強化による強度向上効果を有しており、鋼を強化する目的で、Ｃｕ，Ｎｉを単独または複合で、合計０．０１ｍａｓｓ％以上添加することができる。しかし、Ｃｕ，Ｎｉの添加量が４．０ｍａｓｓ％を超えると、延性や表面品質の劣化が著しくなる。よって、Ｃｕ，Ｎｉを添加する場合には、１種または２種の合計で０．０１〜４．０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。

本発明の高強度鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。

次に、本発明の高強度鋼板が有する金属組織について説明する。
本発明の高強度鋼板の金属組織は、引張強さ９５０ＭＰａ以上かつ高延性を達成するたに、以下に説明する体積率のフェライトとマルテンサイトを主相とし、残部残留オーステナイトからなるものであることが必要である。ここで、上記フェライトは、ポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライトを示す。

フェライトの分率：体積率で２０〜７０％
フェライトの分率は、延性を確保する観点からは、体積率で２０％以上とするのが好ましい。また、引張強さを９５０ＭＰａ以上とするには、フェライトの分率は体積率で７０％以下とするのが好ましい。よって、本発明の高強度鋼板におけるフェライトの分率は、２０〜７０％の範囲とするのが好ましい。

マルテンサイトの分率：体積率で２０％以上
マルテンサイトの分率は、引張強さ９５０ＭＰａ以上を確保する観点からは、体積率で２０％以上とするのが好ましく、より好ましくは３０％以上である。なお、マルテンサイトの分率の上限は、特に設けないが、高延性を確保する観点からは、７０％未満であることが好ましい。

残留オーステナイトの分率：体積率で１０％未満
鋼板組織中にオーステナイト（γ）が残存すると、二次加工脆性や遅れ破壊を起こし易くなるため、残留オーステナイトの分率は、少ないことが望ましい。残留γの分率が、体積率で１０％未満であれば、その悪影響も小さく、許容できる範囲である。好ましくは７％以下、さらに好ましくは４％以下である。

次に、本発明に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、前述した成分組成に適合する鋼を転炉や電気炉等、通常公知の方法で溶製し、連続鋳造して鋼スラブとした後、直ちに熱間圧延してもよいし、あるいは、一旦、室温近くまで冷却し、再加熱してから熱間圧延してもよい。

熱間圧延における仕上圧延終了温度は８００℃以上とする。仕上圧延終了温度が８００℃未満では、圧延負荷が増大するばかりでなく、最終圧延の段階では鋼板組織が二相組織となり、フェライト粒の著しい粗大化が起こる。この粗大粒は、その後に行われる冷間圧延や焼鈍によっても完全に消失しないため、加工性のよい鋼板が得られない場合がある。なお、熱間圧延後の巻取温度は、冷間圧延時の負荷や酸洗性を確保する観点から、４００〜７００℃の範囲とするのが好ましい。

次いで、好ましくは熱延鋼板の表面に形成されているスケールを酸洗等で除去した後、所望の板厚に冷間圧延する。この際の、冷延圧下率は、４０％以上とするのが好ましい。冷延圧下率が４０％を下回る場合には、冷延後の鋼板に導入される歪量が少ないため、焼鈍時の再結晶フェライトの粒径が大きくなり過ぎ、延性が低下する。

上記冷間圧延後の鋼板は、所望の強度と延性、即ち、優れた強度−延性バランスを得るために、焼鈍を施す。この焼鈍は、均熱温度７８０〜９００℃の温度域に３００ｓｅｃ以下保持した後、５００℃以下の温度まで５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。ここで、上記均熱温度は、マルテンサイト変態を起こさせるために、オーステナイトとフェライトの２相域の温度以上とする必要があるが、オーステナイトの分率の増加とオーステナイト中へのＣの濃化を促進させるためには、７８０℃以上とする必要がある。一方、均熱温度が９００℃を超えると、オーステナイトの粒径が著しく粗大化し、焼鈍後の鋼板の延性が低下する。このため、均熱温度は７８０〜９００℃の範囲とする。また、１８０００ＭＰａ・％を超えるＴＳ×Ｅｌを達成するためには、均熱温度は、７８０〜８６０℃の範囲とするのが好ましい。

なお、本発明の高強度鋼板は、焼鈍での均熱温度が変化しても機械的特性の変動が小さいという特徴を有する。これは、Ａｌの含有量が高いため、オーステナイトとフェライトの２相域の温度範囲が拡大したことに起因するものであり、均熱温度が大きく変化しても焼鈍後の鋼板組織の変化が小さく、従って、焼鈍後の機械的特性（特に、引張強さ）の変化を小さく抑制することができる。その結果、本発明の高強度鋼板は、均熱温度が７８０〜８６０℃の温度範囲で変化しても、得られる鋼板の引張強さの変動量（最大値と最小値の差）ΔＴＳは１００ＭＰａ以下となり、極めて製造安定性に優れるものとなる。

上記焼鈍における均熱温度からの冷却は、マルテンサイト相を生成させる上で重要であり、均熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする必要がある。平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満では、オーステナイトからパーライトが生成し、高い延性が得られない。好ましくは１０℃／ｓｅｃ以上である。また、冷却停止温度が５００℃より高いと、セメンタイトやパーライトが生成し、高い延性が得られない。

本発明の高強度鋼板は、上記条件にて焼鈍、冷却後、溶融亜鉛めっきを施して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）としてもよい。この際の溶融亜鉛の目付け量は、要求される耐食性により適宜決定すればよく、特に限定されないが、自動車の構造部材に使用される鋼板では、通常、３０〜６０ｇ／ｍ^２である。

さらに、本発明の高強度鋼板は、上記溶融亜鉛めっき後、必要に応じて、４５０〜５８０℃の温度域に一定時間保持して亜鉛めっき層を合金化する合金化処理を施してもよい。この合金化処理は、処理温度が高温となると、めっき層中のＦｅ含有量が１５ｍａｓｓ％を超え、めっき密着性や加工性の確保が困難となるため、５８０℃以下とするのが好ましい。一方、合金化処理温度が４５０℃未満では、合金化の進行が遅く、生産性が低下する。よって、合金化処理温度は４５０〜５８０℃の範囲とするのが好ましい。

表１に示した成分組成を有するＮｏ．１〜２６の鋼を真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊とし、次いでこの鋼塊を１２５０℃に加熱し１ｈｒ保持後、熱間圧延して板厚３．５ｍｍの熱延板とした。この際、熱間圧延の仕上圧延終了温度は８９０℃とし、圧延終了後、平均２０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、その後、巻取温度６００℃に相当する６００℃×１ｈｒの熱処理を施した。次いで、この熱延板を酸洗し、板厚１．５ｍｍまで冷間圧延した後、この冷延板に、還元性雰囲気（５ｖｏｌ％Ｈ_２−Ｎ_２）で、表２に示した条件で焼鈍し、冷延焼鈍板（ＣＲ）とした。また、一部の冷延板については、上記焼鈍後、さらに、４７０℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬して亜鉛めっき処理を施してから室温まで冷却して溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とするか、あるいは、上記溶融亜鉛めっき後、さらに５５０℃×１５ｓｅｃの合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。なお、上記溶融亜鉛めっきの目付量は、片面あたり６０ｇ／ｍ^２とした。

上記のようにして得た、冷延焼鈍板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）について、下記の評価試験に供した。
＜ミクロ組織＞
上記３種類の鋼板について、圧延方向に平行な断面組織をＳＥＭにて観察し、撮影した組織写真を画像解析し、フェライトおよびパーライトの占有面積からそれぞれの面積率を求め、これらの値を体積率とした。また、残留オーステナイトの体積率（分率）については、板厚１／４の深さに相当する面まで化学研磨した後、この研磨面をＸ線回折し、測定した。なお、上記Ｘ線回折の入射Ｘ線にはＭｏ−Ｋ_α線を使用し、フェライト相の｛１１０｝，｛２００｝，｛２１１｝の各面の回折Ｘ線強度に対する残留オーステナイト相の｛１１１｝，｛２００｝，｛３１１｝の各面の回折Ｘ線強度を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。また、フェライト、パーライトおよび残留オーステナイトの体積率を足し合わせた値の残りをマルテンサイト体積率とした。
＜引張試験＞
上記３種類の鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定されたＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向が引張方向となるよう採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて引張試験を行い、降伏応力ＹＰ，引張強さＴＳおよび伸びＥｌを測定した。また、上記結果から、強度−延性バランスを評価するため、ＴＳ×Ｅｌの値を求めた。
＜化成処理性＞
上記冷延焼鈍板に、市販の化成処理薬剤（日本パーカライジング（株）製、パルボンドＰＢ−Ｌ３０２０システム）を用いて、浴温４２℃、処理時間１２０秒の条件で化成処理を施し、鋼板表面に形成されたりん酸亜鉛皮膜をＳＥＭで観察し、下記の基準で化成処理性を評価した。
◎：りん酸亜鉛皮膜にスケやムラがまったく認められない。
○：りん酸亜鉛皮膜にスケはないが、多少のムラが認められる。
△：りん酸亜鉛皮膜の一部にスケがある。
×：りん酸亜鉛皮膜にスケが著しい。
＜めっき性＞
上記溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の表面を、目視および倍率１０倍のルーペにて観察し、下記の基準で評価した。
○：不めっきなし（不めっきが全く認められないもの）。
△：僅かな不めっきあり（１０倍のルーペで観察可能な微小の不めっきが認められるもの。めっき浴の温度、浸入板温などのめっき条件改善により解消可能）
×：不めっき（目視で不めっきが観察できるもの。めっき条件の改善では解消不可能）
＜合金化処理後の外観評価＞
上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の表面を、目視で観察し、合金化の遅延による外観ムラの発生有無を調べ、下記の基準で評価した。
○：合金化ムラなし（良）
×：合金化ムラあり（不良）

上記評価試験の結果を表２に併記して示した。
表２から、本発明に適合する成分組成を有する鋼を用いて、本発明に適合する製造条件で製造した鋼板は、いずれも引張強さＴＳが９５０ＭＰａ以上かつＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％以上で強度−延性バランスに優れ、しかも、化成処理性、めっき性、合金化処理性のいずれにも優れていることがわかる。
これに対して、本発明の成分組成および製造条件を満たさない鋼板は、上記特性のいずれか１以上が劣っている。例えば、鋼の成分組成を満たしていても、均熱温度が高すぎるＮｏ．１Ａの鋼板は、組織が粗大化し、延性が低下して強度−延性バランスが劣っている。また、均熱温度が低すぎるＮｏ．２Ａの鋼板は、再結晶が不十分となり延性が低下している。また、Ｎｏ．１３Ｉの鋼板は、均熱温度からの冷却速度が遅すぎるため、パーライトが２２．１％も生成してマルテンサイトの分率が低下したため、引張強さが９５０ＭＰａ未満である。
また、鋼の成分組成が本発明の範囲外であるＮｏ．１５Ａ，１６Ａ，１７Ｃ，１８Ｉ，１９Ａ，２０Ａ，２２Ｃおよび２４Ｃの鋼板は、いずれもＴＳ×Ｅｌの値が１６０００ＭＰａ・％未満であり、強度−延性バランスに劣る。また、Ｎｏ．２１Ａの鋼板は、ＴＳ×Ｅｌの値は１６０００ＭＰａ・％以上であるが、引張強さが９５０ＭＰａ未満である。さらに、Ｓｉの含有量が高く本発明範囲外であるＮｏ．２５Ａ，２６Ｉの鋼板およびＣｒ含有量が高く本発明範囲外であるＮｏ．２３Ａの鋼板は、ＴＳ×Ｅｌの値は１６０００ＭＰａ・％以上であるが、鋼板表面に形成される表面酸化物によって、めっき性や合金化処理性が劣化している。

表１に示したＮｏ．２，５，１８および２１の鋼塊を、実施例１の条件にしたがって冷延板とした後、表３に示したように、焼鈍の均熱温度を７８０℃、８２０℃および８６０℃の３水準に変化させ、他は一定の条件として焼鈍し、次いで、溶融亜鉛めっきし、合金化処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。
上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様にして、ミクロ組織と機械的特性を調べて結果を表３に併記して示した。

表３から、焼鈍均熱温度を７８０〜８６０℃の範囲で変化させた場合の引張強さの変動幅ΔＴＳは、本発明の成分組成を満たさないＮｏ．１８および２１の鋼から得られた鋼板は、いずれも１００ＭＰａを大きく超えているのに対して、本発明の成分組成を満たすＮｏ．２および５の鋼から得られた鋼板では１００ＭＰａ以下である。これから、本発明の鋼板は、製造安定性に優れていることがわかる。

本発明の高強度鋼板は、高強度であるにも拘わらず優れた延性を備えているので、自動車用部品はもとより、家電製品や建築分野において、従来材では適用が困難であった厳しい加工用途にも好適に用いることができる。

Claims (10)

1. Ｃ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０６ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜１．５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％およびＭｏ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとマルテンサイトを含むミクロ組織からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
2. 上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％およびＶ：０．０１〜０．１２ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ，Ｎｉのうちの１種または２種を合計で０．０１〜４．０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 上記ミクロ組織は、体積率で２０〜７０％のフェライトと２０％以上のマルテンサイトを含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
5. 上記ミクロ組織は、さらに体積率で１０％未満の残留オーステナイトを含むことを特徴とする請求項４に記載の高強度鋼板。
6. 上記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。
7. 上記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。
8. 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、その後、７８０〜９００℃の３００ｓｅｃ以下の焼鈍をした後、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
9. 上記焼鈍後、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
10. 上記溶融亜鉛めっき後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。