JP2014019879A - 降伏強度と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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Abstract

【課題】ＣＧＬによる短時間のオーステンパ処理で製造しうる、降伏強度と成形性を兼備する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。
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:1〜3%、Mn:1〜3%、P:0.1%以下、S:0.01%以下、Ti:0.02〜0.2%、Al:0.001〜0.1%、N:0.002〜0.03%を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、さらに所定の成分量の関係を満たす組成とし、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト、マルテンサイト、残留γ及びフェライトを所定量含む組織とし、前記残留γのC濃度を0.9質量%以上とし、前記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を共に3μm以下とし、粒径5μm以上のα及び加工αの面積率を共に5%以下とし、前記α粒内のTiC粒子の平均粒径を10nm以下とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車部品等に用いられる、降伏強度と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７００ＭＰａ以上に高強度化することも同時に求められている。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る。このため、特に引張強度（ＴＳ）と伸び（全伸び；ＥＬ）のバランス（以下、「ＴＳ×ＥＬバランス」ともいう。）において、ＴＳ×ＥＬが２４０００ＭＰａ・％以上のものが要望されている。
ＴＳ×ＥＬを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。）の加工誘起マルテンサイト変態（ＴＲＩＰ効果）を活用することが知られている。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。母相がフェライトを含む場合、鋼板はＴＳ×ＥＬに優れるが、フェライトが優先的に降伏するためＹＳが低く、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。一方、母相がフェライトを含まない場合、ＹＳには優れるがＴＳ×ＥＬバランスに劣るという問題があった。オーステンパ処理を長時間化することによりＴＳ×ＥＬバランスを向上す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。）を有する溶融亜鉛めっき鋼板の開発が切望されていた。
例えば、特許文献１には、ベイニティック・フェライトを母相とする強度と加工性のバランスに優れた高強度めっき鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、ＴＳ、ＹＳ、ＴＳ×ＥＬについては、本願発明と同等の高い水準が得られている（表４中の実験Ｎｏ．２８参照）ものの、１００ｓを超えるオーステンパ処理を必要とする（段落［００４１］参照）ため、ＣＧＬでの生産性に劣るという問題がある。
一方、特許文献２には、耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、４５ｓという短時間のオーステンパ処理で製造可能である（段落［０１２４］参照）ものの、フェライトを相当量含む鋼については、ＴＳ×ＥＬが２４０００ＭＰａ・％以上を満たすものも存在するが、ＴＳは１０００ＭＰａ以上を確保できておらず（表５中のＧＡ鋼板Ｎｏ．１８〜２３、２５、３６参照）ＹＳも７００ＭＰａを確保できていないことが想定される。また、フェライトをほとんど含まない鋼は、ＹＳは７００ＭＰａ以上を確保できている可能性はあるが、ＴＳ×ＥＬが２４０００ＭＰａ・％以上を確保できていない（表５中のＧＡ鋼板Ｎｏ．２７〜３２、３７〜４０、４５、４６参照）。
特開２００６−２７４４１７号公報 特開２００７−１８２６２５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：１５％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：５％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％以上であり、
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、
ことを特徴とする降伏強度と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 ：０．００００１〜０．００１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１に記載の降伏強度と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、
成分組成が、さらに、
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または２に記載の降伏強度と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４に記載の発明は、
請求項１〜３のいずれか１項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３８０〜４２０℃の温度域まで急冷して過冷し、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、鋼板の組織として、フェライトと残留γを所定量導入することにより、ＴＳ×ＥＬバランスを確保しつつ、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、ＴＳと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、ＴＳ×ＥＬ：２４０００ＭＰａ・％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ＥＬを高め、ＴＳ×ＥＬ：２４０００ＭＰａ・％以上を確保する。残留γはＣ濃度が高く安定なもの、すなわち変形の中期から後期において加工誘起マルテンサイト変態するものを導入し、ＥＬ向上効果を高める。また、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％以上の残留γを面積率で５％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：４５〜６５％＞
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：１５％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１５％以上（好ましくは１８％以上、より好ましくは２０％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ＹＳ７００ＭＰａ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％以上）が必要である。
＜残留γ：５％以上＞
残留γは、変形時に加工誘起マルテンサイト変態することでＴＳ×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５％以上（好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％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、ＴＳ×ＥＬバランス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％以上＞
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が高くなるほど、残留γが安定化し、変形の後期で加工誘起マルテンサイト変態するようになり、ＴＳ×ＥＬ向上効果が高まる。このような効果を有効に発揮させるためには、ＣγＲは０．９質量％以上（好ましくは０．９２質量％以上、より好ましくは０．９５質量％以上）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。ＴＳ×ＥＬ：２４０００ＭＰａ・％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、特開２０１０−２５５０９１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。好ましくは０．０１％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ＥＬが低下し、ＴＳ×ＥＬ：２４０００ＭＰａ・％以上を確保できなくなったり、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 ：０．００００１〜０．０１％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：０．００００１％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０．０００１％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好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
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３８０〜４２０℃の温度域まで急冷して過冷し、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）：３８０〜４２０℃の温度域まで急冷して過冷＞
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濃度を十分に高めるためである。急冷停止温度（過冷温度）が３８０℃未満ではベイナイト変態が短時間では十分に進行せず、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、マルテンサイト分率が高くなりすぎて、ＴＳ×ＥＬ、ＹＳがともに確保できなくなる。一方、急冷停止温度（過冷温度）が４２０℃を超えると残留γ中のＣ濃度が低くなりすぎてＴＳ×ＥＬ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、ＴＳ×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、ＴＳ×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：５２％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（℃）まで急冷して過冷し、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、冷間での引張試験（ＪＩＳ５号試験片を用い、引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎで実施）を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、および、伸び［全伸び（ＥＬ）］、を測定した。
これらの結果を表４および５に示す。
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、推奨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（ＹＳ、ＴＳ、ＴＳ×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（ＹＳ、ＴＳ、ＴＳ×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推奨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、ＹＳ、ＴＳ、ＴＳ×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、製造条件は推奨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、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、λの少なくともいずれかが劣っている。
例えば、鋼Ｎｏ．２６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、ＴＳ×ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２９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、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．３０は、Ｓｉ含有量が低すぎることにより、残留γが不足し、ＹＳは優れているものの、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．３３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、マルテンサイトが過剰になり、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．３４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、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．３８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、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．３９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、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬは優れているものの、ＹＳが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．４１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、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬは優れているものの、ＹＳが劣っている。

Claims (4)

  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：１５％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：５％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％以上であり、
    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、
    ことを特徴とする降伏強度と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 ：０．００００１〜０．００１％の１種または２種以上
    を含むものである請求項１に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 成分組成が、さらに、
    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または２に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 請求項１〜３のいずれか１項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３８０〜４２０℃の温度域まで急冷して過冷し、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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CN201380036464.1A CN104471093B (zh) 2012-07-12 2013-06-26 屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
PCT/JP2013/067476 WO2014010415A1 (ja) 2012-07-12 2013-06-26 降伏強度と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
KR1020157000339A KR101684812B1 (ko) 2012-07-12 2013-06-26 항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
EP13816472.8A EP2873746B1 (en) 2012-07-12 2013-06-26 High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent yield strength and formability, and manufacturing method therefor
US14/413,471 US9863028B2 (en) 2012-07-12 2013-06-26 High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent yield strength and formability

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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104726772A (zh) * 2015-04-03 2015-06-24 首钢总公司 一种连续热镀锌高强钢及其生产方法
WO2015151427A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2016188395A (ja) * 2015-03-30 2016-11-04 新日鐵住金株式会社 溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
WO2017154401A1 (ja) * 2016-03-07 2017-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101786377B1 (ko) 2016-08-22 2017-10-18 주식회사 포스코 내골링성, 성형성 및 실러 접착성이 우수한 용융 아연도금 강판 및 그 제조방법
JP2018518597A (ja) * 2015-05-20 2018-07-12 エーケー スティール プロパティ−ズ、インク． 低合金第３世代先進高張力鋼
JP2022537319A (ja) * 2019-06-17 2022-08-25 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 冷間圧延鋼ストリップの熱処理

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6086081B2 (ja) * 2014-02-05 2017-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 表面性状に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
MX387894B (es) 2014-08-07 2025-03-19 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo de produccion para la misma, y metodo de produccion para lamina de acero galvanizada de alta resistencia.
CN106574340B (zh) 2014-08-07 2018-04-10 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
MX2017001720A (es) * 2014-08-07 2017-04-27 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo de produccion para la misma, y metodo de produccion para lamina de acero galvanizada de alta resistencia.
JP5983895B2 (ja) * 2014-08-07 2016-09-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6179676B2 (ja) * 2014-10-30 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP3330396B1 (en) * 2015-07-29 2020-05-06 JFE Steel Corporation Cold rolled steel sheet, plated steel sheet and methods for producing same
EP3342891B1 (en) * 2015-08-21 2021-10-13 Nippon Steel Corporation Steel sheet
KR102014663B1 (ko) * 2015-09-04 2019-08-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 박강판 및 그 제조 방법
US20190048436A1 (en) * 2016-02-18 2019-02-14 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and method of producing same
JP6749818B2 (ja) * 2016-02-29 2020-09-02 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN109072380B (zh) * 2016-04-19 2020-08-14 杰富意钢铁株式会社 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
CN108588573A (zh) * 2018-04-28 2018-09-28 江苏恒加机械工程有限公司 一种金属支架的生产工艺
EP3845673A4 (en) * 2018-10-17 2021-07-14 JFE Steel Corporation STEEL SHEET AND MANUFACTURING PROCESS FOR IT
KR102181788B1 (ko) 2018-12-12 2020-11-24 주식회사 포스코 고강도 내진용 중탄소강 및 그 제조방법
US12286682B2 (en) 2019-04-30 2025-04-29 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel product and a process to produce a high strength steel product
EP3754035B2 (en) 2019-06-17 2025-04-30 Tata Steel IJmuiden B.V. Method of heat treating a cold rolled steel strip
ES2911662T5 (en) * 2019-06-17 2025-06-05 Tata Steel Ijmuiden Bv Method of heat treating a high strength cold rolled steel strip
PT3754036T (pt) * 2019-06-17 2022-04-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Tratamento térmico de tira de aço laminada a frio de alta resistência
KR102468036B1 (ko) * 2020-11-12 2022-11-17 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 아연계 도금강판 및 그 제조방법
CN117321235A (zh) * 2021-05-26 2023-12-29 株式会社神户制钢所 高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007039749A (ja) * 2005-08-03 2007-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2011140686A (ja) * 2010-01-06 2011-07-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
WO2013005714A1 (ja) * 2011-07-06 2013-01-10 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
WO2013018739A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3764411B2 (ja) 2002-08-20 2006-04-05 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板
EP1553202A1 (en) 2004-01-09 2005-07-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
US7591977B2 (en) 2004-01-28 2009-09-22 Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
ATE426686T1 (de) 2004-04-22 2009-04-15 Kobe Steel Ltd Hochfestes und kaltgewaltzes stahlblech mit hervorragender verformbarkeit und plattiertes stahlblech
JP4716358B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP4716359B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2671960B1 (en) 2005-03-31 2017-11-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity
JP4221023B2 (ja) 2005-12-06 2009-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP1975266B1 (en) 2005-12-28 2012-07-11 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Ultrahigh-strength steel sheet
CN100510143C (zh) 2006-05-29 2009-07-08 株式会社神户制钢所 延伸凸缘性优异的高强度钢板
JP5110970B2 (ja) * 2006-05-29 2012-12-26 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP4974341B2 (ja) * 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP5030200B2 (ja) 2006-06-05 2012-09-19 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
EP2465962B1 (en) 2006-07-14 2013-12-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheets and processes for production of the same
JP4164537B2 (ja) * 2006-12-11 2008-10-15 株式会社神戸製鋼所 高強度薄鋼板
JP5194878B2 (ja) 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2009066734A1 (ja) 2007-11-22 2009-05-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 高強度冷延鋼板
KR101230803B1 (ko) 2008-03-07 2013-02-06 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 냉간 압연 강판
CA2718304C (en) * 2008-03-27 2012-03-06 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and weldability,and methods for manufacturing the same
JP4712882B2 (ja) 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP2010065272A (ja) * 2008-09-10 2010-03-25 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP4977185B2 (ja) 2009-04-03 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2415891A4 (en) 2009-04-03 2014-11-19 Kobe Steel Ltd COLD-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
CN102712980B (zh) * 2010-01-26 2014-07-02 新日铁住金株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5671359B2 (ja) 2010-03-24 2015-02-18 株式会社神戸製鋼所 温間加工性に優れた高強度鋼板
JP5662902B2 (ja) 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5662903B2 (ja) 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5667472B2 (ja) 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
JP5636347B2 (ja) 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007039749A (ja) * 2005-08-03 2007-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2011140686A (ja) * 2010-01-06 2011-07-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
WO2013005714A1 (ja) * 2011-07-06 2013-01-10 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
WO2013018739A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10253389B2 (en) 2014-03-31 2019-04-09 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio, high-strength cold-rolled steel sheet and production method therefor
WO2015151427A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5896086B1 (ja) * 2014-03-31 2016-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN106164313A (zh) * 2014-03-31 2016-11-23 杰富意钢铁株式会社 高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法
JP2016188395A (ja) * 2015-03-30 2016-11-04 新日鐵住金株式会社 溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
CN104726772A (zh) * 2015-04-03 2015-06-24 首钢总公司 一种连续热镀锌高强钢及其生产方法
US10633727B2 (en) 2015-05-20 2020-04-28 Ak Steel Properties, Inc. Low alloy third generation advanced high strength steel
JP2018518597A (ja) * 2015-05-20 2018-07-12 エーケー スティール プロパティ−ズ、インク． 低合金第３世代先進高張力鋼
KR20200015817A (ko) * 2015-05-20 2020-02-12 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 저합금 제3세대 초고강도 강
KR102246531B1 (ko) 2015-05-20 2021-04-30 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 저합금 제3세대 초고강도 강
JP6237963B1 (ja) * 2016-03-07 2017-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2017154401A1 (ja) * 2016-03-07 2017-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018038499A1 (ko) * 2016-08-22 2018-03-01 주식회사 포스코 내골링성, 성형성 및 실러 접착성이 우수한 용융 아연도금 강판 및 그 제조방법
KR101786377B1 (ko) 2016-08-22 2017-10-18 주식회사 포스코 내골링성, 성형성 및 실러 접착성이 우수한 용융 아연도금 강판 및 그 제조방법
US10982309B2 (en) 2016-08-22 2021-04-20 Posco Hot-rolled galvanized steel sheet having excellent galling resistance, formability and sealer-adhesion property and method for manufacturing same
JP2022537319A (ja) * 2019-06-17 2022-08-25 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 冷間圧延鋼ストリップの熱処理

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