JP2013227635A

JP2013227635A - 高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度冷延鋼板の製造方法、及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法

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Publication number: JP2013227635A
Application number: JP2012101825A
Authority: JP
Inventors: 健二 ▲高▼橋; Kenji Takahashi; Yasunobu Nagataki; 康伸長滝; Yoshiyasu Kawasaki; 由康川崎
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2012-04-26
Filing date: 2012-04-26
Publication date: 2013-11-07
Anticipated expiration: 2032-04-26
Also published as: JP6007571B2

Abstract

【課題】４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の強度レベルにおいて高い延性を有しつつ降伏点伸びの発生を抑制し、さらに製造コストや合金コストの著しい増大なしに高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板を製造すること。
【解決手段】高強度冷延鋼板は、所定の成分組成を有し、組織は体積分率８５％以上のフェライトと体積分率１５％以下の第二相とを有し、第二相は体積分率１％以上８％未満のマルテンサイトと体積分率３％以上１０％未満の残留オーステナイトとを含有し、ベイナイトは体積分率１％以上５％以下、パーライトは体積分率０％以上２％未満で、ベイナイトとパーライトとの合計体積分率がマルテンサイト体積分率以下であり、引張強度が４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満である。
【選択図】図１

Description

本発明は、高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度冷延鋼板の製造方法、及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。

近年、自動車の製造分野では、車体軽量化による燃費向上の観点から、鋼板の薄肉化による鋼材使用量の削減が強く求められている。同様に、家電製品の製造分野においても、製品の製造サイクルにおけるＣＯ_２排出量の削減やコスト削減の観点から、鋼板の薄肉化による鋼材使用量の削減が求められている。ところが、鋼材使用量を削減するために鋼板を単純に薄肉化してしまうと、強度が低下し、外力を受けると容易に変形してしまうため、より高強度な鋼板を適用する必要が生じる。一方、鋼板の高強度化は成形性を低下させる欠点がある。

このような背景から、特に自動車の外板パネルや家電製品の筐体等のプレス部品に適用する鋼板については、非常に高い成形性が要求されるため、高強度鋼板の適用が進んでいない。例えば、自動車のフードやドア、バックドアといった外板パネルについては、従来は引張強度(ＴＳ)が２７０〜３４０ＭＰａ級で成形性に優れたフェライト単相鋼が使用されている。このようなフェライト単相鋼をＭｎ、Ｓｉ、Ｐ等で固溶強化した鋼又はＴｉ、Ｎｂの炭化物等で析出強化した鋼があるが、この鋼をＴＳ：４４０ＭＰａ級まで高強度化すると、全伸び(Ｅｌ)で３０％程度、均一伸び(Ｕ．Ｅｌ)で２０％未満と延性が著しく低下する。このため、部品のプレス成形時に、意匠面内にネッキングが生じて表面外観が損なわれたり、割れが発生してプレス成形そのものが困難になったりする場合がある。また、フェライト相中にパーライト相を形成し高強度化した鋼板は、降伏点が高く形状凍結性が悪く、さらに降伏点伸びがあるためストレッチャーストレインが発生し外観品質を著しく損ねる。

そこで、近年、鋼板を高強度化しつつ、延性を向上させるアプローチの一つとして、軟質なフェライト相中に硬質なマルテンサイト相を分散させたDual-Phase（ＤＰ）鋼板が提案されている。ＤＰ鋼板は、高強度でありながら降伏強度が低いため、形状凍結性に優れ、降伏点伸びの発生も抑制できる。さらに、ＤＰ鋼板は、固溶強化鋼と比べて加工硬化特性に優れるため、高い均一伸びを示す(特許文献１参照)。しかしながら、ＤＰ鋼板も伸びの絶対値で比べると２７０〜３４０ＭＰａ級鋼板の伸びには劣るため、部品形状によっては容易にネッキングや割れが発生する。

また、より優れた延性を得るためのアプローチの一つとして、フェライト相中に残留オーステナイトを生成し、変形時にオーステナイトがマルテンサイトへ変態することで高い延性を示す変態誘起塑性（TRansformation-Induced Plasticity：ＴＲＩＰ）効果を用いたＴＲＩＰ鋼板が提案されている。ＴＲＩＰ鋼板としてよく知られているものは、残留オーステナイトを室温まで残すために、Ｓｉを多量に添加し、フェライト／オーステナイト間のＣ分配を促進したＳｉ添加型のＴＲＩＰ鋼板である(特許文献２参照)。このＴＲＩＰ鋼板では、フェライト単相鋼やＤＰ鋼板よりも高いＴＳ×Ｅｌバランスが得られ、同一強度レベルで比べれば非常に優れた高延性を示す。

しかしながら、Ｓｉは非常に強力な固溶強化元素であるため、残留オーステナイト分率を確保するために多量のＳｉ添加を行うと、引張強度が５９０ＭＰａ以上となり、全伸び及び均一伸びの絶対値が低くならざるをえない。実際、従来の５９０ＭＰａ級のＳｉ添加ＴＲＩＰ鋼板では、全伸びは３５％程度であり、均一伸びは２４％未満である。さらに、Ｓｉは、スラブ加熱や熱延又は焼鈍過程において鋼板表面に酸化皮膜を形成しやすいため、スケール残りやめっきむら、不めっき等の表面欠陥をまねく。

そこで、Ｓｉと同様にオーステナイトへのＣの濃化を促進し、Ｓｉより強度上昇及びめっき性劣化の影響が少ないＡｌを添加したＴＲＩＰ鋼板が提案されている。例えば特許文献３には、Ｓｉ量を低減してＡｌ量を１．５〜２％とし、残留オーステナイトを一定量生成した鋼板において、引張強度（ＴＳ）:４４０〜４９０ＭＰａ、伸び（Ｅｌ）：３６〜３９％を有する延性とめっき密着性とに優れた鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献４にも、Ｓｉ量を低減してＡｌを添加することによって残留オーステナイトを活用した高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が記載されている。

また、特許文献５には、Ｓｉを含有する高Ｍｎ、高Ａｌ成分鋼において引張強度（ＴＳ）：４４０〜４９０ＭＰａで延性に優れた冷延鋼板を下地とした溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。また、特許文献６には、高Ａｌ成分鋼において前熱処理を実施後にＣＧＬ（連続溶融亜鉛めっきライン）でめっきする製造方法以外に、前熱処理を実施せずに熱延処理において３５０〜５００℃の低温巻取りを行うことにより１０％以上の低温変態相を含み低温変態相として８０％以上のベイナイトを有する熱延組織を形成した後、ＣＧＬにてめっきを行う、ＴＳ×Ｅｌバランスに優れた鋼板の製造方法が提案されている。また、特許文献７には、高Ａｌ成分鋼において高いＥｌを示す鋼板の製造方法が開示されている。

特許第４２０７７３８号公報特開平５−２５５７９９号公報特開２００１−３５５０４１号公報特許第４３３３３５２号公報特開２０００−２５６７８９号公報特開２００４−２５６８３６号公報特許第３５６９３０７号公報

しかしながら、特許文献３記載の鋼板を製造するためには、最終焼鈍前に８００℃で１時間程度の二相域焼鈍を施し、Ｍｎを予め分配させておくことが不可欠であり、さらに焼鈍＋めっき工程においても８００℃×６０秒の均熱焼鈍後に冷却し、４４０℃でめっき浴浸漬後に１０分以下の長時間の焼鈍が必要である。このため、特許文献３記載の製造方法は、めっき浸漬後に焼鈍ラインを持たない通常のＣＧＬラインに適用することは困難であり、さらに、最終焼鈍前の前熱処理が不可欠なため製造コストが大幅に増加する。また、実施例に記載されているように、いずれの発明鋼も２％を超える降伏点伸びが存在し、プレス時にストレッチャーストレインを生じて外観品質が低下する。また、特許文献４記載の製造方法も同様に、ＣＧＬによる最終焼鈍前に７５０℃以上での焼鈍及び２５０〜５５０℃での焼戻しが必要である。

また、特許文献５記載の鋼板は、合金化温度が常法よりも非常に高く、急速加熱が必要であり、既存のＣＧＬ設備にくらべて製造コストが著しく高くなるという問題がある。また、特許文献６記載の技術ではＳｉを一定量含有した成分系を採用しており、めっき性が十分優れるとは言い難い。また、特許文献７記載の製造方法では、実質的に二次冷却速度で８０℃／ｓ以上の冷却能力が不可欠である。なお、本発明者らが低冷速域まで調査を行ったところ、実施例に記載の鋼板の幾つかは第二相がパーライトへと分解し、特性が大きく劣化することが明らかになった。

このように、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の強度レベルにおいて、高い延性を有しつつ降伏点伸びの発生を抑制し、さらに製造コストや合金コストの著しい増大なしに製造可能な高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法とは十分に提供されていない。

本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、その目的は、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度レベルにおいて高い延性を有しつつ降伏点伸びの発生を抑制し、さらに製造コストや合金コストの著しい増大なしに製造可能な高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度冷延鋼板の製造方法、及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、合金添加量と製造方法とを適正に制御し、ミクロ組織を適切に複合組織化することによって、引張強度レベルを４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満としながら、優れた延性を得つつ、鋼板の降伏点伸び（ＹＰＥｌ）の発生を抑制できることを知見した。

上記課題を解決し、目的を達成するために、本発明に係る高強度冷延鋼板は、成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：０．７％以上２．０％未満、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．４０％以上２．００％以下、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含む）を含有し、Ｓｉ及びＡｌの合計含有量が０．７〜２％であり、下記数式（１）に示すＭｎ当量Ｍｎ_ｅｑが０．８≦Ｍｎ_ｅｑ≦２．０であると共に、Ｍｎ_ｅｑ＋１．３×（Ｓｉの含有量＋Ａｌの含有量）≧２．６を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、組織は体積分率８５％以上のフェライトと体積分率１５％以下の第二相とを有し、第二相は体積分率１％以上８％未満のマルテンサイトと体積分率３％以上１０％未満の残留オーステナイトとを含有し、ベイナイトは体積分率１％以上５％以下、パーライトは体積分率０％以上２％未満で、ベイナイトとパーライトとの合計体積分率がマルテンサイト体積分率以下であり、引張強度が４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満であることを特徴とする。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、上記発明において、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．１％未満、Ｖ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％未満のうちの１種又は２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、上記発明において、成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．２％以下、Ｓｎ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のうちの１種又は２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする。

本発明に係る高強度冷延鋼板は、上記発明において、前記第二相の体積分率Ｓを第二相の周囲長Ｌの二乗値で除算した値Ｓ／Ｌ^２が０．０００１５未満であることを特徴とする。

上記課題を解決し、目的を達成するために、本発明に係る高強度亜鉛めっき鋼板は、本発明に係る高強度冷延鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を備えることを特徴とする。

上記課題を解決し、目的を達成するために、本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、前記の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延及び冷間圧延を施し、次いで連続焼鈍を施すに際して、７５０℃以上９５０℃以下まで加熱し２０秒以上保持した後に、下記数式(２)で規定される冷却限界温度Ｔ_ｃｒｉｔ（℃）以上まで５℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却後、２３０℃以上４１０℃未満まで平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、４１０℃以上５００℃以下まで再加熱し１０秒以上１８０秒以下保持することを特徴とする。

上記課題を解決し、目的を達成するために、本発明に係る高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法において、連続焼鈍の過程で亜鉛系めっきを施すことにより高強度冷延鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を形成することを特徴とする。

本発明によれば、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度レベルにおいて高い延性を有しつつ降伏点伸びの発生を抑制し、さらに製造コストや合金コストの著しい増大なしに製造可能な高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度冷延鋼板の製造方法、及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することができる。

図１は、鋼のＭｎ当量、Ａｌ及びＳｉの含有量と材質との関係、及び連続冷却時のパーライト生成の有無を調査した結果を示す図である。図２は、鋼の組織構成を変化させたときの降伏点伸びの変化の一例を示す図である。図３は、Ｍｎ当量とＡｌ及びＳｉの合計含有量とが異なる鋼板を種々の平均冷却速度で連続冷却した際に、パーライト生成が起こる温度を調査した結果を示す図である。図４は、一次冷却停止温度と全伸び及び均一伸びとの関係の一例を示す図である。図５は、二次冷却停止温度とＳ／Ｌ^２、全伸び、及び均一伸びとの関係の一例を示す図である。

以下、本発明に係る高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板をその成分組成、組織、及び製造方法に分けて詳細に説明する。

〔成分組成〕
始めに、本発明に係る高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の成分組成について説明する。なお、以下において成分量の％表示は、特にことわらない限り質量％を意味する。

（Ｃの含有量）
Ｃ（炭素）は、廉価、且つ、非常に強力なオーステナイト安定化元素であり、室温までオーステナイトを残留させる上で極めて重要な元素である。Ｃは、後述する熱処理過程において、Ｃはフェライト及びベイニティックフェライトからオーステナイトへと吐き出され、オーステナイトを安定化させる。延性を向上するためには、十分にＣを濃化したオーステナイトが３％以上必要である。Ｃが０．０８％未満では、最終的な残留オーステナイトの量が３％未満になるために、延性が十分に向上しない。Ｃ量が多いほど残留オーステナイトの生成量及び安定度は増加するが、Ｃ量が０．２５％を超えると第二相分率が増えすぎてＴＳが増大し延性が低下する。さらに溶接性が劣化する。従って、Ｃの含有量は０．０８％以上０．２５％以下とする。より高い延性を備えた鋼板を得るためには、Ｃの含有量の上限値を０．２０％未満とすることが好ましい。

（Ｓｉの含有量）
Ｓｉ（ケイ素）は、オーステナイトからのセメンタイト析出を抑制するので、オーステナイトのＣ濃化を促進させるために非常に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉは非常に高い固溶強化能を有するため、多量に含有すれば引張強度を５９０ＭＰａ未満に維持することが困難になる。また、Ｓｉは、酸素との親和性が高いために鋼板表面に酸化皮膜を形成しやすく、微量でも熱延時のスケール残りや連続溶融亜鉛めっき時の酸化皮膜形成による不めっきを生じさせる。従って、Ｓｉの含有量は、できるだけ少なくすることが望ましく、０．５０％未満とする。めっき品質や化成処理性を向上する観点から、Ｓｉの含有量は、０．２０％未満が好ましく、さらに０．０５％未満が好ましい。特に優れためっき品質を得るには、Ｓｉの含有量は０．０３％未満とするとよい。

（Ｍｎの含有量）
Ｍｎ（マンガン）は、オーステナイトがパーライトやベイナイトへ変態するのを抑制するために重要な元素である。Ｍｎの含有量が０．７％未満では、焼鈍後の冷却時に、オーステナイトからパーライトやベイナイトへ分解しやすくなって、安定な残留オーステナイトの確保が困難になる。一方、Ｍｎの含有量が２．０％以上になると、後述する一次冷却でのフェライト変態や二次冷却におけるベイナイト変態が遅延してマルテンサイト分率が増加するため、引張強度が５９０ＭＰａ以上になり延性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は、０．７％以上２．０％未満、好ましくは１．７％未満、より好ましくは１．６％未満とする。

（Ｐの含有量）
Ｐ（リン）は、Ｂと同様に微量の添加でもパーライト変態を抑制する効果がある。但し、Ｐは非常に強い固溶強化元素であり、過剰に含有すると必要以上に強度が上昇する。また、Ｐは、合金化の遅延によるめっきムラや偏析による表面欠陥の発生を招く。従って、Ｐの含有量は、０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下とする。

（Ｓの含有量）
Ｓ（硫黄）を適量含有させることによって、一次スケールの剥離性を向上し、鋼板の最終的なめっき外観品質を向上させることが可能であり、このような効果を得るためには、Ｓを０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓが多量に存在した場合、鋼の熱間延性が低下し、熱間圧延時に鋼板表面に割れが発生することで表面品質を劣化し、さらには、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して破壊の基点となるため鋼板の延性を低下させる。このため、Ｓの含有量は０．０１％以下とする。

（Ｃｒの含有量）
Ｃｒ（クロム）は、任意添加元素である。しかし、Ｃｒの固溶強化は小さいのに対して、Ｍｎ当量を増加させる効果は大きいことから、冷却過程におけるパーライト変態の抑制のためにＣｒは０．１％以上添加することが好ましい。一方、過剰なＣｒ添加はコストを増大させるだけでなく、フェライト／ベイナイト変態を著しく遅延し、残留オーステナイトが得にくくなる。従って、Ｃｒの含有量は１．０％以下（０％を含む）とする。

（Ａｌの含有量）
Ａｌ（アルミニウム）は、オーステナイト中の炭化物析出を抑制する効果を有し、Ｓｉより固溶強化能が小さいことから、本発明においてオーステナイトのＣ濃度を増加させるため必須の元素である。また、Ａｌは、強力なフェライト安定化元素であるため、Ａ_ｅ３線を高Ｃ側へ遷移し、フェライトと共存するオーステナイトのＣ濃度を高濃度化できるので残留オーステナイトの安定度がさらに増加する。Ａｌの含有量が０．４０％未満では炭化物の生成を抑制する効果が十分に得られない。一方、Ａｌの含有量が２．００％を超えると、鋼板表面に酸化層を形成し、めっき性や化成処理性を著しく劣化する。さらに、Ａｌはスラブ鋳造時にＮと結合してＡｌＮ介在物を形成し鋳造性が低下する。また、フェライトバンド組織が形成されやすくなり、不均一な組織になるため延性が劣化する。従って、Ａｌの含有量は０．４０％以上２．００％以下とする。上述のＡｌの効果をより有効に発揮するためには、Ａｌの含有量は０．６０％以上が好ましい。また、上記不都合をより確実に回避するためには、Ａｌの含有量は１．８０％以下が好ましい。

（Ｂの含有量）
Ｂ（ホウ素）は、任意添加元素である。しかし、Ｂは、極微量の添加によって、冷却時のパーライト変態を抑制する効果があることから、後述する二次冷却においてパーライト変態を回避し、ベイナイト変態をさせる効果を有する元素である。しかしながら、Ｂの過剰な添加は、Ｂの炭化物を析出し焼入れ性を低下させるだけでなく、熱間変形抵抗を増大させ熱間圧延が困難になる。このため、Ｂの含有量は０．００５０％以下（０％を含む）とする。

（Ａｌ及びＳｉの合計含有量）
Ａｌ及びＳｉは共にオーステナイト中の炭化物析出を抑制する元素であり、Ａｌ及びＳｉの合計含有量が多いほど、残留オーステナイトは生成しやすい。この効果は、Ａｌ及びＳｉの合計含有量が０．７％以上で得られる。しかしながら、Ａｌ及びＳｉの過剰な添加は鋼板のフェライトバンドを助長し延性を低下させる。さらに、Ａｌ及びＳｉは共に易酸化元素であるため、過剰な添加はめっき品質や化成処理性を著しく劣化させる。従って、Ａｌ及びＳｉの合計含有量は０．７％以上２％以下とする。

（Ｍｎ当量）
室温でも安定なオーステナイトを得るためには、冷却過程におけるパーライト生成を低減する必要がある。そこで、フェライト／パーライト変態を遅延する効果のある本発明鋼中の主な合金元素をＭｎ当量（Ｍｎ_ｅｑ）として厳密に管理する。焼鈍後の冷却時のパーライト生成に及ぼす各種合金元素の影響を調査した結果、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂが、パーライト生成を遅延する効果を有し、以下に示す数式（１）のようなＭｎ当量式として表されることが知見された。さらに、Ｍｎ当量はフェライト生成も遅延するので、第二相分率に大きく影響し、本発明鋼の引張強度（ＴＳ）をほぼ決定する重要な因子でもある。

一方、焼鈍過程におけるパーライト生成や過剰なベイナイト生成を抑制し、残留オーステナイトを確保するために、これらの変態挙動に及ぼす合金元素の影響を調査した結果、上記Ｍｎ当量に加えて、Ａｌ及びＳｉも大きな抑制効果を有することがわかった。そこで、本発明の発明者らは、Ｍｎ当量及びＡｌ及びＳｉ含有量が焼鈍後の鋼板の材質に及ぼす影響を調査した。図１は、Ｃ：０．０９〜０．１７１％、Ｓｉ:０．０１〜０．８０％、Ｍｎ:０．３〜２．３５％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．００２〜０．００９％、Ａｌ:０．５０〜１．６６％、Ｃｒ:０．０１〜０．６５％、Ｎ:０．００２％、Ｂ:０〜０．００１％とした鋼のＭｎ当量、Ａｌ及びＳｉの含有量と材質の関係、及び連続冷却時のパーライト生成の有無を調査した結果を示す図である。図中、ＴＳが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満でＵ．Ｅｌ≧２５％、Ｅｌ≧３８％の優れた延性を達成する鋼板を○、ＴＳが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満であるが、パーライト及びベイナイトが過剰に生成しＵ．Ｅｌ≧２５％、Ｅｌ≧３８％に未達の鋼板を□、ＴＳ≧５９０ＭＰａでＵ．Ｅｌ≧２５％、Ｅｌ≧３８％に未達となった鋼板を△と表記した。

試験片の作製方法は以下の通りである。すなわち、上記の成分を有する２７ｍｍ厚のスラブを１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度９５０℃で４ｍｍ厚まで熱間圧延し、直ちに水スプレー冷却を行い５８０℃で１時間の巻取り処理を実施した。この熱延板を０．８０ｍｍ厚まで圧延率８０％で冷間圧延し冷延鋼板とした。これを、８００〜８５０℃で１００秒の二相域焼鈍を行った後に、平均冷却速度１５℃／ｓで冷却し、後述するＭｎ当量、ＣＲ（一次冷却における平均冷却速度）、Ａｌ量、Ｓｉ量で決定される適正な一次冷却停止温度域Ｔ_ｃｒｉｔ（℃）以上まで冷却し、続いてそこから３５０℃までを平均冷却速度４５℃／ｓで冷却し、直ちに４５０℃で３０秒の等温保持を行った後、２００℃まで平均冷却速度２０℃／ｓ、さらにそこから室温までを平均冷却速度１０℃／ｓで冷却し、伸張率０．５％の調質圧延を施した。

このようにして得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）に記載の方法に従って引張試験を行った。また、走査型電子顕微鏡による鋼板のミクロ組織観察を倍率３０００倍で行い、パーライト及びベイナイトの有無を確認した。図１より、鋼板のフェライト変態を促進しＴＳ＜５９０ＭＰａに低強度化するためには、Ｍｎ_ｅｑを２．０以下とする必要があることがわかる。Ｍｎ_ｅｑが低いほど、フェライト分率は増加し低強度な鋼板を得られるが、Ｍｎ_ｅｑが０．８未満になるとパーライト変態が抑制できなくなることがわかる。従って、ＴＳ＜５９０ＭＰａとしつつ、Ｍｎ_ｅｑによる冷却時のパーライト生成の遅延効果を得る観点から、Ｍｎ_ｅｑの範囲を０．８≦Ｍｎ_ｅｑ≦２．０とする。さらに強度を低く抑える観点からはＭｎ_ｅｑが１．９以下であることが好ましい。

また、Ｍｎ_ｅｑが０．８以上２．０以下、且つ、Ｍｎ_ｅｑ＋１．３（［％Ａｌ］＋[％Ｓｉ]）≧２．６である領域で高い全伸びと均一伸びを得られることがわかる。Ｍｎ_ｅｑ＋１．３（［％Ａｌ］＋[％Ｓｉ]）＜２．６の鋼は冷却過程や中間保持時にパーライト又はベイナイトが生成し、残留オーステナイト量が減少したため延性が低下する。また、Ｍｎ_ｅｑ＞２．０の鋼は、ＴＳが高すぎるため延性が低下し、Ｍｎ_ｅｑ＜０．８の鋼は空冷時にパーライトが生成してしまい延性が低い。以上の結果に基づき、合金元素を制御して安定な残留オーステナイトを確保し、高い均一伸びを得る観点から、Ｍｎ_ｅｑ＋１．３（［％Ａｌ］＋[％Ｓｉ]）≧２．６とする。さらに、高いＴＳ×均一伸びバランスを得る観点からは、２．８以上が好ましく、３．０以上がさらに好ましい。

（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量）
Ｔｉ（チタン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｖ（バナジウム）はいずれもＮとの親和性が強く、鋼中のＮを金属窒化物として固定する効果があり、ＡｌＮの析出量を低減することができる。従って、これらの元素は、微細なＡｌＮ析出に伴うフェライト組織の粒成長の抑制や熱間延性の低下を抑制する効果がある。Ｔｉ、Ｎｂ、ＶによるＮ固定の効果を得るには、これらの元素を０．００２％以上添加することが好ましい。但し、いずれも高価な元素であるため多量に添加すれば大幅なコスト増加となり、また、焼鈍時に微細な炭化物を析出しやすいため鋼板の強度を増加させる。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ０．０２％以下とすることが好ましい。

（Ｎｉの含有量）
Ｎｉ（ニッケル）は、オーステナイト安定化元素であるためパーライト変態の抑制のために必要に応じて０．０５％以上添加することができる。但し、Ｎｉを多量に添加すると合金コストが増大することに加えて、鋼の延性が低下する。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量は０．２％以下とする。

（Ｃｕ及びＭｏの含有量）
Ｃｕ（銅）及びＭｏ（モリブデン）は、オーステナイト安定化元素なのでパーライト変態を抑制する目的で必要に応じてそれぞれ０．０２％以上添加することができる。また、ＳｉやＡｌほどではないが、これらの元素はセメンタイトの生成を抑制する効果も期待される。しかしながら、いずれも高価な元素であるため合金コストを著しく増大させる。さらに、固溶強化や鋼の組織を微細化することによって鋼板の強度を上昇するので多量に含有させることは好ましくない。従って、Ｃｕ及びＭｏを添加する場合には、これらの含有量はそれぞれ０．１％未満、より好ましくは０．０５％未満とする。

（Ｓｂ及びＳｎの含有量）
Ｓｂ（アンチモン）及びＳｎ（スズ）は、微量添加することで鋼板表面における酸化や窒化を抑制でき、必要に応じてそれぞれ０．００４％以上添加することができる。但し、多量に含有させると強度の上昇と靭性の劣化、及びコストの増大を招く。このため、Ｓｂ及びＳｎを添加する場合には、これらの含有量はそれぞれ０．２％以下とする。

（Ｃａ及びＲＥＭの含有量）
Ｃａ（カルシウム）及びＲＥＭ（希土類金属）は、Ｓとの親和性が強いため、鋼中Ｓを固定し、また熱延及び冷延によって鋼中で進展して破壊の起点となるＳ介在物の形態を制御するために、必要に応じてそれぞれ０．００２％以上添加することができる。しかしながら、これらは０．０１％を超えて添加しても効果は飽和する。このため、Ｃａ及びＲＥＭを添加する場合には、これらの含有量はそれぞれ０．０１％以下とする。

以上の成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。なお、Ｎの含有量は以下の範囲とすることが好ましい。

（Ｎの含有量）
Ｎ（窒素）は、鋼中のＡｌと微細なＡｌＮとを形成し、フェライト組織の粒成長性を低下させるため、組織が高強度化する。また、多量のＡｌＮが析出すると熱間延性が急激に低下するため、連続鋳造での製造安定性が著しく損なわれる。従って、Ｎはできる限り低く抑えられるべき元素であり、そのような観点からＮの含有量は、０．００４％未満とすることが好ましく、より好ましくは０．００３５％未満とする。

〔組織〕
本発明に係る高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成を有した上で、さらに、フェライトを母相として、第二相体積分率が１５％以下であり、第二相としては体積分率１％以上８％未満のマルテンサイト、体積分率３％以上１０％未満の残留オーステナイト、体積分率１％以上５％以下のベイナイト、体積分率０％以上２％未満のパーライトを有し、ベイナイトとパーライトの合計体積分率がマルテンサイト体積分率以下であることを特徴とする。これにより、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度と優れた加工性が得られる。以下、本発明に係る高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の組織について説明する。

フェライトとベイニティックフェライトとは、組織形態がやや異なるものの、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡を用いての組織判別が容易でないこと、及び特性が比較的近いことから、両者を区別せずにフェライトとして扱う。第二相とはフェライト以外に組織中に存在する相の総称である。パーライトはフェライト及びセメンタイトからなる層状組織を指す。ベイナイトは比較的低温(マルテンサイト変態点以上)でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。炭化物が生成せずに硬質なフェライトのみが生成した組織、一般にベイニティックフェライトと呼ばれる組織は、特に断りの無い限りは、ポリゴナルフェライトと合わせてフェライトの範疇に含める。マルテンサイトは冷却途中に一部焼き戻されて焼戻しマルテンサイトとなる場合があるが、これも十分硬質であることからマルテンサイトと区別しない。マルテンサイトと残留オーステナイトとは、腐食されにくく顕微鏡による判別が困難であるが、残留オーステナイトの体積分率はＸ線回折法により求めることができる。マルテンサイトの体積分率は、第二相体積分率から他の全ての相の体積分率を除いて求める。なお、相の体積分率の量を表す％は、特にことわらない限り体積％を意味する。

（第二相の体積分率）
合金成分により固溶強化を抑えても、第二相の体積分率が１５％を超えると、引張強度が増加し延性が大きく低下してしまう。このため第二相の体積分率は、１５％以下、より好ましくは１４％以下とする。すなわち、本発明に係る鋼板は、体積分率８５％以上、より好ましくは８６％以上のフェライトを有する。

（マルテンサイトの体積分率）
本発明に係る鋼板では、降伏点伸び（ＹＰＥｌ）の発生を抑制するため、適切にＣを濃化させた硬質なマルテンサイトをフェライト中に微量に分散させることが重要である。ＹＰＥｌの発生を抑制するためには少なくとも１％以上のマルテンサイトが必要で、３％以上のマルテンサイトを含有することが好ましい。しかしながら、マルテンサイトが過剰に存在すると組織の高強度化を招くため、マルテンサイトの体積分率は８％未満に抑える必要がある。

（残留オーステナイトの体積分率）
本発明に係る鋼板においては、残留オーステナイトによるＴＲＩＰ効果を活用し高い均一伸びを得るため、残留オーステナイトの体積分率の制御が非常に重要である。高い均一伸びを得るには、残留オーステナイトを少なくとも３％以上１０％未満含有する必要がある。残留オーステナイトの体積分率が３％未満である場合、均一伸びは２５％未満となる。さらに優れた均一伸びを得るためには、残留オーステナイトの体積分率は４％以上であることが好ましく、５％以上であることがさらに好ましい。一方、１０％以上の過剰な残留オーステナイトが存在すると、ＴＳ≧５９０ＭＰａとなって延性が低下することから、１０％未満とする。

（ベイナイトの体積分率）
本発明に係る鋼板では、二次冷却後の中間保持時にベイニティックフェライトの生成を促進するため、第二相中に微量のベイナイトを生成することが非常に重要である。ベイニティックフェライトの生成を促進するためには少なくとも１％以上のベイナイトが必要で、２％以上のベイナイトを含有することが好ましい。しかしながら、ベイナイトが過剰に存在すると第二相中のＣ濃化量が低下すると共に、組織が硬質化し延性が低下する。従って、ベイナイトの体積分率は５％以下に抑える必要がある。

（パーライトの体積分率）
パーライトは、Ｃが濃化した第二相から生成しＣを消費してしまうので、残留オーステナイトの安定性を低下して延性を低減させるため、極力生成しないことが好ましい。このため、パーライトの体積分率は０％以上２%未満、より好ましくは１%未満に抑えることが望ましい。

（パーライト及びベイナイトの合計体積分率）
パーライト及びベイナイトといった炭化物の析出を伴った第二相が生成すると、マルテンサイトの生成量が低下し、マルテンサイトとフェライトの中間に生成してマルテンサイトがフェライトに歪を導入しＹＰＥｌを消失させる効果が阻害される。そこで、第二相中の組織構成がＹＰＥｌに及ぼす影響を調査した。図２は、成分組成をＣ：０．０９〜０．１７１％、Ｓｉ:０．０１〜０．８０％、Ｍｎ:０．３〜２．３５％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．００２〜０．００９％、Ａｌ:０．２２〜１．６６％、Ｃｒ:０．０１〜０．６５％、Ｎ:０．００２％、Ｂ:０〜０．００１％で、さらにＳｉ＋Ａｌ量：０．２３〜１．７％、Ｍｎｅｑ：０．５〜２．９、Ｍｎｅｑ＋１．３（Ｓｉ＋Ａｌ）：２．２〜４．９とした鋼の組織構成を変化させたときのＹＰＥｌの変化を示す図である。図２は、ＹＰＥｌに及ぼすマルテンサイト体積分率（Ｖｍ）とパーライト及びベイナイト合計体積分率（Ｖｐ+ｂ）との差の影響を示すものである。

試験片の作製方法は以下の通りである。すなわち、上記の成分組成を有する２７ｍｍ厚のスラブを１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度８７０〜９７０℃で４ｍｍ厚まで熱間圧延し、直ちに水スプレー冷却を行い４５０〜６５０℃の温度範囲で１時間の巻取り処理を実施した。この熱延板を０．８０ｍｍ厚まで圧延率８０％で冷間圧延し冷延板とした。これを、７２０〜９００℃で１００秒の焼鈍を行った後に、平均冷却速度１〜５０℃／ｓで５００〜８２０℃の温度範囲まで一次冷却停止し、続いて１５０〜５００℃までを平均冷却速度２〜８０℃／ｓで冷却し、直ちに４５０℃で３０ｓの等温保持を行った後、２００℃まで平均冷却速度２０℃／ｓ、さらにそこから室温までを平均冷却速度１０℃／ｓで冷却し、伸張率０．５％の調質圧延を施した。

このようにして得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）に記載の方法に従って引張試験を行った。また、鋼板のミクロ組織の体積分率を求めるために以下の測定を行った。すなわち、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後ナイタールで腐食させ、走査型電子顕微鏡にて倍率３０００倍の組織写真を１０視野撮影し、得られた組織写真データにおいてそれぞれの相に相当する領域の画素数を計数し、写真全体の画素数に対する割合を算出することで第二相の面積率を測定した。このようにして得られたＬ断面の面積率は、鋼板の圧延直角方向に平行な垂直断面より求められた面積率とほぼ同一の値を示したことから、面積率の異方性はないものと判断し、ここでは前記Ｌ断面の面積率を第二相の体積率とした。

組織写真において、フェライトは暗色のコントラストの領域であり、フェライト中に炭化物がラメラー状に観察された領域をパーライト、フェライト中に炭化物が点列状に観察された領域をベイナイトとし、それ以外のフェライトよりも明るいコントラストの付いている領域をマルテンサイトもしくは残留オーステナイトとした。パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトと認められる領域の体積率を測定し、これらを合計した体積率を第二相の体積分率とした。

残留オーステナイトの体積分率は、次の方法により求めた。研削及び化学研磨により、鋼板の板厚１／４部を露出し、Ｍｏ−Ｋα線を線源とし加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折装置（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって鉄のフェライト相の｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイト相の｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて非特許文献（理学電機株式会社：Ｘ線回折ハンドブック（２０００），ｐ２６、６２−６４）に記載の計算式を用いて残留オーステナイトの体積分率を求めた。マルテンサイトの体積分率は、上記のミクロ組織から測定したマルテンサイトと残留オーステナイトとの合計体積分率からＸ線回折法で測定した残留オーステナイトの体積分率を差し引いて求めた。

図２から、パーライト及びベイナイト合計体積分率がマルテンサイト体積分率以下となる、すなわち、差分が０以上になると、ＹＰＥｌが０．２％以下に抑制されることがわかった。このような理由から、第二相の組織構成として、パーライト及びベイナイト合計体積分率はマルテンサイト体積分率以下に抑制される必要がある。さらに、優れた延性の観点からは、パーライトおよびベイナイト合計体積分率は３％以下が好ましく、より好ましくは２％以下である。

（第二相の体積分率Ｓ/(第二相の周囲長Ｌ)^２）
第二相体積分率が同一の鋼板でも、第二相がより微細な多数のベイニティックフェライトに蚕食された形態である方が、ベイニティックフェライトから各残留オーステナイト粒へのＣ濃縮が促進されることで、延性が向上することが知見された(実験結果については、製造条件における図５にて後述する)。すなわち、同一の第二相体積分率において、第二相とフェライトが接する面積が広いほど、残留オーステナイトが安定化する。

このような組織的特徴を評価する指標として、鋼板断面のミクロ組織における第二相の体積分率の合計Ｓを第二相の周囲長の合計Ｌの２乗で除した値(第二相の全粒子を一つの粒子と仮定した場合の円形度に比例)Ｓ／Ｌ^２で適切に整理できる。Ｓ／Ｌ^２が小さいほど第二相はフェライトに蚕食されていることを表し、延性が向上する。Ｓ／Ｌ^２が０．０００１５以上では、残留オーステナイトへのＣ濃縮が不十分なため延性が不足することが懸念される。従って、Ｓ／Ｌ^２は０．０００１５未満とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１２以下である。

本発明においては、以上のような成分組成及びミクロ組織とすることで、引張強度（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満で延性に優れ、降伏点伸び（ＹＰＥｌ）の発生が抑制された高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板を得ることができる。高強度、且つ、延性に優れた鋼板の指標として、延性、均一伸びの絶対値に引張強度を乗じた強度−延性（ＴＳ×Ｅｌ）バランスや強度−均一伸び（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ）バランスが用いられる。高強度、且つ、優れたプレス成形性を確保する観点から、ＴＳ×Ｅｌバランスは１９０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。より好ましくは２００００ＭＰａ・％以上であり、さらに好ましくは２１０００ＭＰａ・％以上である。同様に、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌバランスとしては１２０００ＭＰａ・％以上が好ましく、１３０００ＭＰａ・％以上がより好ましい。

さらに、プレス後も優れた外観品質を維持する観点から、鋼板におけるストレッチャーストレインの発生を抑制する必要がある。降伏点伸び（ＹＰＥｌ）が０．２％を超えると、プレス成形品に明瞭なストレッチャーストレインを生じる場合があることから、ＹＰＥｌは０．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０％である。

〔製造方法〕
本発明においては、所定の成分鋼を上記の組織に制御することによって優れた加工性を有する高強度冷延鋼板が得られるが、以下にこのような高強度冷延鋼板を得るための製造方法について説明する。

熱間圧延前のスラブ加熱温度を１１００〜１２８０℃とする。加熱温度が１１００℃未満では熱間圧延時の圧延負荷が増大する。また、本発明の組成はＡｌ含有量が多くＭｎ含有量が少ないため、Ａ_ｅ３温度が高く、スラブ加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延中にエッジのような局所的に冷却された部位がＡｅ_３温度以下になってフェライトが多量に生成する可能性がある。これにより、熱延板中の組織が不均一になるため、材質のばらつきや鋼板形状の悪化を招く。一方、加熱温度が高ければ、合金成分及び組織の均一化と圧延負荷の低減とが図れるが、１２８０℃を超えるとスラブ表面に生成される酸化スケールが不均一に増加し表面品質が低下する。従って、スラブ加熱温度は１２８０℃以下とする。

次に、熱間圧延の条件は特に規定せず常法に従って行えばよいが、仕上圧延終了温度（仕上温度）は８５０〜９５０℃とすることが好ましい。仕上温度が８５０℃未満になるとフェライト域圧延になって、鋼板内での不均一な組織形成や表面近傍での異常粒成長が発生しやすくなり、安定した材質を得難くなる。一方、仕上温度が９５０℃を超えると、二次スケールの生成が促進されて表面品質が劣化する。熱延仕上圧延後から巻取りまでの平均冷却速度の範囲は特に規定しない。熱延板は、任意の冷却を受けた後に、巻取温度５００℃超で巻き取る必要がある。これは、熱延板組織をフェライト＋パーライト組織とするためで、これにより熱延板強度を低強度化し、次工程の冷延負荷の増大を抑制することができる。さらに、スラブ加熱時に一度均質化したＣ、Ｍｎ、Ｃｒといったオーステナイト安定化元素がフェライト相からパーライト相へと局所的に分配されるため、焼鈍後もそれが残存し、オーステナイトの安定化が促進されやすい。上記に加えて、巻取ったコイル中で易酸化元素の内部酸化が進みやすいため、その後の焼鈍時に合金元素が鋼板表面で酸化物を形成し、めっき性や化成処理性が劣化することを抑制する効果がある。これに対して、巻取温度が５００℃以下では、低温変態相の生成量が増大するので、冷延負荷が増大し、合金元素の分配も低減すると共に、熱延巻取り時の内部酸化量が低減し、めっき性及び化成処理性が低下する。冷延負荷の観点から、熱延板組織としては、８０体積％以上がフェライト＋パーライト組織であることが好ましく、９０体積％以上がより好ましい。

熱延板を巻き取った後、酸洗処理を施してから冷間圧延を行う。冷間圧延の条件は特に規定せず常法に従って行えばよいが、目標の特性を得るためには、冷間圧延率は４０〜９０％とすることが好ましい。このようにして得られた冷延板を、焼鈍温度７５０℃以上９５０℃以下まで昇温し２０秒以上保持する。これにより、組織中の炭化物を全て溶解してオーステナイトを生成するとともに、オーステナイトへのＣ、Ｍｎ、Ｃｒといったオーステナイト安定化元素の分配を促す。焼鈍温度が７５０℃未満又は保持時間が２０秒未満では、未固溶の炭化物が残存し延性が低下する場合がある。炭化物を十分に溶解する観点から、焼鈍温度は７７０℃以上とすることが好ましい。しかしながら、９５０℃を超える均熱温度での操業は焼鈍設備の負荷が大きいので焼鈍温度は９５０℃以下とする。また均熱保持時間が２００秒を超えると、焼鈍設備の長大化又は生産速度の大幅な低下を招くため、２００秒以下とすることが好ましい。

焼鈍後は直ちに一次冷却を施す。一次冷却工程は、本発明鋼板のフェライト分率を決めるために非常に重要な工程である。一次冷却停止温度が低い方がフェライト分率が増加し延性が向上するが、低すぎるとパーライト変態が起こるため、延性の低下を招く。そこで、適正な一次冷却停止温度の検討を行った。図３は、Ｃ：０．１２％、Ｓｉ:０．０１％、Ｍｎ:１．０〜１．７％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２〜０．００９％、Ａｌ:０．９０〜１．６４％、Ｃｒ:０．０２〜０．２４％、Ｎ:０．００２％、Ｂ:０〜０．００１％としたＭｎ当量Ｍｎ_ｅｑとＡｌ及びＳｉの合計含有量とが異なる鋼板を種々の平均冷却速度で連続冷却した際に、パーライト生成が起こる温度を調査した結果を示す。図中、平均冷却速度５℃／ｓの時のパーライト生成温度を○、１５℃／ｓの時のパーライト生成温度を□、３０℃／ｓの時のパーライト生成温度を△とした。

試験片の作製方法は以下の通りである。すなわち、上記の成分を有する２７ｍｍ厚のスラブを１２００℃に加熱後、仕上げ圧延温度９５０℃で４ｍｍ厚まで熱間圧延し、直ちに水スプレー冷却を行い５８０℃で１時間の巻取り処理を実施した。この熱延板を０．８０ｍｍ厚まで圧延率８０％で冷間圧延し冷延板とした。これを、８５０℃で１２０秒の二相域焼鈍に供した後に、平均冷却速度５、１５、３０℃／ｓで冷却し、５００〜７００℃の種々の温度に達したところで、水冷した。このようにして得られた鋼板のミクロ組織を走査型電子顕微鏡によって倍率３０００倍で観察し、パーライトの有無を確認した。図３より、パーライトの生成開始温度はＭｎ当量が高く、Ａｌ及びＳｉの合計含有量は少なく、冷却速度（ＣＲ（℃／ｓ））が速いほど低温化する。この結果から、パーライトの生成開始温度を冷却限界温度Ｔ_ｃｒｉｔとして、以下に示す数式（２）で整理することができることが明らかになった。一次冷却停止温度がＴ_ｃｒｉｔ以上ではフェライト変態だけが進行し、フェライト分率の増加とオーステナイトのＣ濃化が促進される。

さらに、全伸び（Ｅｌ）及び均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）に及ぼす一次冷却停止温度の影響を調査するため、Ｃ：０．１２３％、Ｓｉ:０．０１％、Ｍｎ:１．１０％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００４％、Ａｌ:１．５０％、Ｃｒ:０．２３％、Ｎ:０．００２８％、Ｂ:０％で、Ｔ_ｃｒｉｔ:６１５℃とした鋼を、図３の場合と同様の条件で冷間圧延まで実施した後に８００〜８５０℃で１００秒の二相域焼鈍を行い、その後に平均冷却速度１５℃／ｓで冷却し、一次冷却停止温度を５００〜８２０℃まで変化させ、続いて平均冷却速度４５℃／ｓで二次冷却停止温度３５０℃まで二次冷却を行い、直ちに４７０℃で３０秒の中間保持を行った後に、２００℃まで平均冷却速度２０℃／ｓ、さらにそこから室温までを平均冷却速度１０℃／ｓで冷却し、伸張率０．５％の調質圧延を施した。得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）に記載の方法に従って引張試験を行った。

その際の一次冷却停止温度と全伸び（Ｅｌ）及び均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）との関係を図４に示す。図４より、一次冷却停止温度が冷却限界温度Ｔ_ｃｒｉｔ以上であれば、一次冷却時のパーライト生成が抑制され、高い均一伸びを得られることがわかる。従って、一次冷却停止温度は冷却限界温度Ｔ_ｃｒｉｔ以上とする。一方、一次冷却停止温度が高すぎると、オーステナイトのＣ濃化が不足するため、急冷時のオーステナイトの安定度が足りずにベイナイトが多量に生成し、均一伸びが低下する。このため、一次冷却工程で十分にフェライト変態させるためには、一次冷却停止温度をＴ_ｃｒｉｔ＋１７０℃以下とすることが好ましい。

本発明に係る鋼板は、一次冷却平均速度を５℃／ｓ未満とした場合、パーライト変態が高温で起こりやすくなるため均一伸びが低下しやすくなる。従って、一次冷却平均速度は５℃／ｓ以上とする。パーライト変態を十分に回避するには、一次冷却平均速度は１０℃／ｓ超であることがさらに好ましい。一方、４０℃／ｓ超では冷却速度が速すぎて、フェライト変態が十分に進行しない。よって、一次冷却平均速度は４０℃／ｓ以下とする。好ましくは２０℃／ｓ以下である。引き続いて、上記の一次冷却停止温度から２３０℃以上４１０℃未満の温度域まで、平均冷却速度２０℃／ｓ以上で二次冷却する。これは、全伸び（Ｅｌ）及び均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）に及ぼす二次冷却停止温度の影響を調査した以下の結果より決定した。すなわち、図４に示す例の場合と同様の成分鋼を冷間圧延まで実施した後に、８５０℃で１００秒の二相域焼鈍を行い、その後に、平均冷却速度１５℃／ｓで冷却し、一次冷却停止温度を６５０℃とし、続いて平均冷却速度２５℃／ｓで二次冷却停止温度２００〜５００℃まで二次冷却を行い、直ちに４５０℃で３０秒の中間保持を行った後に、２００℃まで平均冷却速度２０℃／ｓ、さらにそこから室温までを平均冷却速度１０℃／ｓで冷却し、伸張率０．５％の調質圧延を施した。

得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）に記載の方法に従って引張試験を行った。また、ミクロ組織は、図２の説明と同様の方法にて、第二相の体積分率Ｓを測定し、また第二相の周囲長Ｌは、体積分率を測定したものと同じ組織写真を用いて、画像解析ソフト(Image Pro Plus ver.4.0)の機能を用いて第二相領域の最外周に相当する位置の画素数を計測し、同時に写真データより１画素あたりの実長さを計測することで、第二相領域の最外周の画素数を実長さへと換算し、周囲長Ｌを求めた。

その際の二次冷却停止温度とＳ／Ｌ^２、全伸び（Ｅｌ）、及び均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）との関係を図５に示す。図５より、後述する中間保持温度域よりも低い二次冷却停止温度において延性が向上する効果が認められる。これは、Ｓ／Ｌ^２が低下してくることから、ベイナイトによる微細なベイニティックフェライトの生成促進効果によると考えられる。但し、二次冷却停止温度が低すぎると過剰なベイナイトが生成して組織の硬質化や残留オーステナイトの減少を招くため、逆に延性は低下した。図５より、二次冷却停止温度の好適範囲は２３０℃以上４1０℃未満であることがわかる。また、二次冷却の平均冷却速度は、２０℃／ｓ未満であるとオーステナイトの一部がパーライト変態するため、延性が低下する。従って、優れた延性を確保する観点で２０℃／ｓ以上とする。

二次冷却に引き続いて、鋼板を４１０℃以上５００℃以下の中間保持温度域まで昇温した後、１０秒以上保持することで、ベイニティックフェライトを生成し、オーステナイトへのＣ濃化をさらに促進する。保持時間が１０秒未満では、ベイニティックフェライト生成が十分に進行せず、残留オーステナイト分率及びその安定度が不足し、延性が低下する。一方、この温度域で１８０秒を超えて保持を行っても、オーステナイトがパーライトやベイナイトへと分解してしまうので、延性が著しく低下する。このため、中間保持温度域での保持時間は１８０秒以内とする。高い延性を得る観点からは、保持時間を１４０秒以内とすることが好ましい。

５００℃を超える温度域で中間保持を開始すると、パーライトが短時間で多量に生成して、残留オーステナイトの体積分率が減少し延性が著しく低下すると共に、降伏点伸び（ＹＰＥｌ）も発生する。また、４１０℃未満では、ベイナイトが多量に生成して、やはり延性が著しく低下するとともにＹＰＥｌが発生する。従って、中間保持温度は４１０℃以上５００℃以下とする。より好ましくは４２０℃以上４９０℃以下である。

このようにして中間保持された鋼板を、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。又は、中間保持された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し亜鉛めっきを形成した後に、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却しても良い。また、必要に応じて、４９０〜６００℃の温度域に昇温し３〜１００秒保持することで合金化処理を施すこともできる。合金化処理に際しては、合金化温度が４９０℃未満では合金化が十分に進まない。合金化温度が６００℃超では、合金化が著しく促進され、亜鉛めっきが硬質化し剥離しやすくなると共に、オーステナイトがパーライトへと変態し、延性の低下やＹＰＥｌの発生をまねく。

この亜鉛めっき鋼板は、表面粗度の調整や鋼板形状の平坦化の目的から、調質圧延を施してもよい。但し、過剰な調圧は均一伸びを低減させることから、調圧における伸張率は０．１％以上０．７％以下とすることが好ましい。以上述べたような製造方法を用いることで、複雑な工程を用いることなく、延性に優れた高強度冷延鋼板及び延性とめっき性とに優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。

〔実施例〕
以下、本発明の実施例について説明する。

表１に供試鋼の化学成分組成（残部：鉄及び不可避的不純物、Ｎは不可避的不純物相当）、表２に製造条件を示す。表１に示す化学成分組成の鋼を真空溶解炉にて溶製し、鋳造してスラブとした。これを１２００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱した後に、粗圧延を施し、厚さ約２７ｍｍの粗バーとした。引き続いて、仕上温度９００℃で厚さ４ｍｍまで熱間仕上圧延を行った後、４５０〜６５０℃の加熱炉で１時間保持後に炉冷を施して巻取相当処理を行い熱延板とした。この熱延板のスケールを酸洗により除去後、圧延率８０％で冷間圧延し厚さ０．８ｍｍの冷延板とした。このようにして得られた冷延板を、表２に示す温度条件に従って焼鈍加熱、一次冷却、二次冷却、及び中間保持を行った後、２００℃まで平均冷却速度２０℃／ｓ、さらにそこから室温までを平均冷却速度１０℃／ｓで冷却し冷延鋼板とした。一部の鋼板は、中間保持を行った後、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、平均冷却速度１０℃／ｓで冷却し亜鉛めっき鋼板とし、さらに一部の鋼板において５１０℃で２０秒の合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。これらの鋼板に伸張率０．５％の調質圧延を施した。

このようにして得られた鋼板から長手方向が圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）に準拠した引張試験によって機械的特性（引張強度ＴＳ、降伏点伸びＹＰＥｌ、均一伸びＵ．Ｅｌ、全伸びＥｌ）を評価した。また、ミクロ組織の体積分率を測定した。ミクロ組織の体積分率の測定は以下のように実施した。すなわち、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後ナイタールで腐食させ、走査型電子顕微鏡にて倍率３０００倍の組織写真を１０視野撮影し、得られた組織写真データにおいてそれぞれの相に相当する領域の画素数を計数し、写真全体の画素数に対する割合を算出することで面積率を測定した。このようにして得られたＬ断面の面積率は、鋼板の圧延直角方向に平行な垂直断面より求められた面積率とほぼ同一の値を示したことから、面積率の異方性はないものと判断し、ここでは前記Ｌ断面の面積率を体積分率とした。また、第二相の周囲長Ｌは、体積分率を測定したものと同じ組織写真を用いて、画像解析ソフト(Image Pro Plus ver.4.0)の機能を用いて第二相領域の最外周に相当する位置の画素数を計測し、同時に写真データより１画素あたりの実長さを計測することで、第二相領域の最外周の画素数を実長さへと換算し、周囲長Ｌを求めた。

組織写真において、フェライトは暗色のコントラストの領域であり、フェライト中に炭化物がラメラー状に観察された領域をパーライト、フェライト中に炭化物が点列状に観察された領域をベイナイトとし、それ以外のフェライトよりも明るいコントラストの付いている領域をマルテンサイト又は残留オーステナイトとした。パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトと認められる領域の体積分率を測定し、これらを合計した体積分率を第二相体積分率とした。フェライトの体積分率は、１００−第二相体積分率である。

残留オーステナイトの体積分率は、次の方法により求めた。研削及び化学研磨により、鋼板の板厚１／４部を露出し、Ｍｏ−Ｋα線を線源とし加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折装置（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって鉄のフェライト相の｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイト相の｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面とのＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて非特許文献（理学電機株式会社：Ｘ線回折ハンドブック（２０００），ｐ２６、６２−６４）に記載の計算式を用いて残留オーステナイトの体積分率を求めた。マルテンサイトの体積分率は、上記のミクロ組織から測定したマルテンサイトと残留オーステナイトとの合計体積分率からＸ線回折法で測定した残留オーステナイト（残留γ）の体積分率を差し引いて求めた。これらの結果を表３に示す。

表３からわかるように、本発明の範囲内の成分組成及び製造条件を満たした本発明例の鋼板はＴＳが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満であり、Ｕ．Ｅｌが２５％以上、Ｅｌが３８％以上であり、いずれも本発明の範囲を満たす値を示している。さらに、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌが１２０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×Ｅｌが１９０００ＭＰａ・％以上と強度レベルに対して優れた加工性を有している。また、めっきを施した鋼板においては、めっき外観はいずれも良好で、不めっきは認められない。

これに対し、Ｍｎ_ｅｑ＋１．３（［％Ａｌ］＋[％Ｓｉ]）が２．６未満の鋼Ａ，Ｌを用いて製造した処理番号１，３７の鋼板は、パーライト及びベイナイト体積分率が高く残留オーステナイトが少ないため、Ｕ．Ｅｌは２５％未満でＹＰＥｌも発生した。またＭｎ_ｅｑが２．０を超える鋼Ｈ，Ｍ，Ｎを用いて製造した処理番号３３，３８，３９及びＣが過剰な鋼Ｊを用いて製造した処理番号３５の鋼板は、第二相の体積分率が増加することでＴＳが５９０ＭＰａ以上と高強度であるため、Ｅｌ及びＵ．Ｅｌの絶対値が非常に低い。Ｃが適正範囲より低い鋼Ｉを用いて製造した処理番号３４の鋼板は、残留オーステナイトが少ないためＵ．Ｅｌが２５％未満であった。

成分が本発明の範囲内の供試鋼でも、製造条件を外れる鋼板は、以下のようにいずれかの特性が劣っていた。処理番号３１は巻取り温度が５００℃以下で、オーステナイトの安定性が低下してベイナイト及びパーライトの生成量が増加し、ＹＰＥｌが発生して延性が低下した。焼鈍温度が低い処理番号２４及び焼鈍時間が短い処理番号２３は、冷延母材の炭化物が残存して残留オーステナイト分率が３％未満となり延性が低下した。一次冷却速度が遅い処理番号１５又は一次冷却停止温度が冷却限界温度Ｔ_ｃｒｉｔ未満の処理番号１９，２０、及び二次冷却速度が遅い処理番号２５は、いずれも適切な製造条件から外れているため、第二相中のパーライト分率が増加したことで、延性が低下し、さらにＹＰＥｌが発生した。また、図５で先述のように、二次冷却停止温度が２３０℃以上４１０℃未満から外れた処理番号７，８，１４は延性が低下した。中間保持温度が規定より高い処理番号２６及び低い処理番号２９は所望のミクロ組織が得られず延性が低下し、ＹＰＥｌが発生した。

合金化処理を施した処理番号２２は、微少なパーライトが生成することが電子顕微鏡の観察で認められ、これにより残留オーステナイト分率が減少し、延性が低下する傾向があるが、規定の成分及び製造条件を満足した鋼板においては、所望の機械的特性が得られた。

以上、本発明者によってなされた発明を適用した実施の形態について説明したが、本実施形態による本発明の開示の一部をなす記述及び図面により本発明は限定されることはない。すなわち、本実施形態に基づいて当業者などによりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。

Claims

成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：０．７％以上２．０％未満、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．４０％以上２．００％以下、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含む）を含有し、Ｓｉ及びＡｌの合計含有量が０．７〜２％であり、下記数式（１）に示すＭｎ当量Ｍｎ_ｅｑが０．８≦Ｍｎ_ｅｑ≦２．０であると共に、Ｍｎ_ｅｑ＋１．３×（Ｓｉの含有量＋Ａｌの含有量）≧２．６を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、組織は体積分率８５％以上のフェライトと体積分率１５％以下の第二相とを有し、第二相は体積分率１％以上８％未満のマルテンサイトと体積分率３％以上１０％未満の残留オーステナイトとを含有し、ベイナイトは体積分率１％以上５％以下、パーライトは体積分率０％以上２％未満で、ベイナイトとパーライトとの合計体積分率がマルテンサイト体積分率以下であり、引張強度が４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．１％未満、Ｖ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％未満のうちの１種又は２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．２％以下、Ｓｎ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のうちの１種又は２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度冷延鋼板。
前記第二相の体積分率Ｓを第二相の周囲長Ｌの二乗値で除算した値Ｓ／Ｌ^２が０．０００１５未満であることを特徴とする請求項１〜３のうちのいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
請求項１〜４のうちのいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板は表面に亜鉛系めっき皮膜を備えることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板。
請求項１〜３のうちのいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延及び冷間圧延を施し、次いで連続焼鈍を施すに際して、７５０℃以上９５０℃以下まで加熱し２０秒以上保持した後に、下記数式(２)で規定される冷却限界温度Ｔ_ｃｒｉｔ（℃）以上まで５℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却後、２３０℃以上４１０℃未満まで平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、４１０℃以上５００℃以下まで再加熱し１０秒以上１８０秒以下保持することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
請求項６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法において、連続焼鈍の過程で亜鉛系めっきを施すことにより高強度冷延鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を形成することを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。