穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法と亜鉛めっき鋼板の製造方法
【目的】本発明は、自動車、建材、家電製品などに適する穴拡げ性や延性等の加工性に優れた高強度鋼板の提供を目的とする。
【解決手段】本発明は、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏを規定量含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【解決手段】本発明は、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏを規定量含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、建材、家電製品などに適する穴拡げ性や延性等の加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法と亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保、及び、燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、高強度鋼板が適用されている。特に、衝突安全性確保に関しては、その安全意識の高まりに加え、法規制の強化から、これまで低強度の鋼板しか用いられてこなかったような複雑形状を有する部品へまで、高強度鋼板を適用しようとするニーズがある。しかしながら、材料の成形性は強度が上昇するのに伴って劣化するので、複雑形状を有する部材へ高強度鋼板を適用するにあたっては、成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。一口に、成形性と言っても、自動車部材のような複雑形状を有する部材に適用するに当たっては、例えば、延性、張り出し成形性、穴拡げ性等の異なる成形性を同時に具備することが求められる。
【０００３】
薄鋼板の成形性として重要な延性や張り出し成形性は、加工硬化指数（ｎ値）と相関があることが知られており、ｎ値が高い鋼板が成形性に優れる鋼板として知られている。例えば、延性や張り出し成形性に優れる鋼板として、鋼板組織がフェライト及びマルテンサイトから成るＤＰ（Dual Phase）鋼板や、鋼板組織中に残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity）鋼板がある（特許文献１、特許文献２）。一方、穴拡げ性に優れる鋼板としては、鋼板組織を析出強化したフェライト単相組織とした鋼板やベイナイト単相組織とした鋼板が知られている（特許文献３〜５、非特許文献１）。
ＤＰ鋼板は、延性に富むフェライトを主相とし、硬質組織であるマルテンサイトを鋼板組織中に分散させることで、優れた延性を得ている。また、軟質なフェライトは変形し易く、変形と共に多量の転位が導入され、硬化することから、ｎ値も高い。しかしながら、鋼板組織を軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトより成る組織とすると、両組織の変形能が異なることから、穴拡げ加工のような大加工を伴う成形においては、両組織の界面に微小なマイクロボイドが形成され、穴拡げ性が著しく劣化するという問題を有する。特に、引張最大強度５４０ＭＰａ以上のＤＰ鋼板中に含まれるマルテンサイト体積率は比較的多く、フェライトとマルテンサイト界面も多く存在することから、界面に形成されたマイクロボイドは容易に連結し、亀裂形成、破断へと至る。このことから、ＤＰ鋼板の穴拡げ性は劣位であることが知られている（例えば、非特許文献２）。
【０００４】
鋼板組織が、フェライト及び残留オーステナイトより成るＴＲＩＰ鋼板においても同様に穴拡げ性は低い。これは、自動車部材の成形加工である穴拡げ加工や伸びフランジ加工が、打ち抜き、あるいは、機械切断後、加工を行うことに起因している。ＴＲＩＰ鋼板に含まれる残留オーステナイトは、加工を受けるとマルテンサイトへと変態する。例えば、延引張加工や張り出し加工であれば、残留オーステナイトがマルテンサイトへと変態することで、加工部を高強度化し、変形の集中を抑制することで、高い成形性を確保可能である。しかし、一旦、打ち抜きや切断等を行うと、端面近傍は加工を受けるため、鋼板組織中に含まれる残留オーステナイトがマルテンサイトへと変態してしまう。この結果、ＤＰ鋼板と類似の組織となり、穴拡げ性や伸びフランジ成形性は劣位となる。あるいは、打ち抜き加工そのものが大変形を伴う加工であることから、打ち抜き後に、フェライトと硬質組織（ここでは、残留オーステナイトが変態したマルテンサイト）界面に、マイクロボイドが存在し、穴拡げ性を劣化させていることが報告されている。
あるいは、粒界にセメンタイトやパーライト組織が存在する鋼板も、穴拡げ性は劣位である。これはフェライトとセメンタイトの境界が微小ボイド形成の起点となるためである。
その結果、特許文献３〜５及び非特許文献１に示されるように、穴拡げ性に優れた鋼板の開発は、鋼板の主相をベイナイトもしくは析出強化したフェライトの単相組織とし、かつ、粒界でのセメンタイト相の生成を抑えるため、Ｔｉ等の合金炭化物形成元素を多量に添加し、鋼中に含まれるCを合金炭化物とすることで、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板が開発されてきた。
【０００５】
鋼板組織をベイナイト単相組織とする鋼板は、ベイナイト組織が転位を多く含む組織であることから、加工性に乏しく、延性や張り出し性を必要とする部材へは適用し難いという欠点を有していた。
析出強化したフェライトの単相組織とした鋼板は、Ｔｉ、ＮｂあるいはＭｏ等の炭化物による析出強化を利用して鋼板を高強度化すると共に、セメンタイト等の形成を抑制することで、７８０ＭＰａ以上の高強度と、優れた穴拡げ性の両立が可能なものの、冷延及び焼鈍工程を経る冷延鋼板では、その析出強化が活用し難いという欠点を有する。即ち、析出強化は、フェライト中に、ＮｂやＴｉ等の合金炭化物が整合析出することで成し遂げられる。
冷延及び焼鈍を伴う冷延鋼板においては、フェライトは加工され、焼鈍時に、再結晶することから、熱延板段階で整合析出していたＮｂやＴｉ析出物との方位関係が失われるため、その強化能が大幅に減少してしまい強度確保が難しい。また、ＮｂやＴｉは、再結晶を大幅に遅延することが知られており、優れた延性確保のためには、高温焼鈍が必要となり生産性が悪い。また、熱延鋼板並みの延性が得られたとしても、析出強化鋼は、その延性や張り出し成形は、ＤＰ鋼板に比較し劣位であり、大きな張り出し性を必要とする部位への適用はできない。加えて、ＮｂやＴｉなどの高価な合金炭化物形成元素を多量に添加せねばならず、コスト高を招くという問題も有している。
【０００６】
これら欠点を克服し、延性と穴拡げ性確保を図った鋼板として、特許文献６及び７に記載の鋼板が知られている。これらは、鋼板組織を、一旦、フェライトとマルテンサイトよりなる複合組織とし、その後、マルテンサイトを焼き戻し軟質化することで、組織強化により得られる強度-延性バランスの向上と穴拡げ性の向上を同時に得ようとするものである。しかしながら、マルテンサイトの焼き戻しにより、硬質組織を軟化させたとしても、依然として、マルテンサイトは硬質であることから、穴拡げ性劣化を避けることが出来ない。加えて、マルテンサイトの軟化により、強度低下が生じることから、強度低下を補うためマルテンサイト体積率を増加させねばならず、硬質組織分率増加に伴う穴拡げ性の劣化が引き起こされるという問題を有していた（特許文献７）。
また、冷却終点温度が変動すると、マルテンサイト体積率がばらつくことから、材質がばらつき易いという問題を有していた。これら問題を解決する手段として、あるいは、十分なマルテンサイト体積率を確保するため、水槽等を用いて室温まで焼き入れることで、十分な量のマルテンサイト体積率の確保を行う場合があるが、水等を用いた冷却を行うと、鋼板の反りや切断後のキャンバー等の形状不良を生じ易い。これら形状不良の原因は、単なる板の変形のみに依るのではなく、冷却時の温度ムラに起因した残留応力を原因とする場合があり、板形状としては良好でも、切断後に反りやキャンバーといった形状不良を引き起こす場合がある。また、後工程で矯正しがたいという課題も有している。このことから、材質確保の点だけでなく、使い易さの観点でも課題がある。
このように、延性や張り出し成形性、あるいは、穴拡げ性の確保に必要な鋼板組織が極めて異なっていることから、これら特性を同時に具備することは、極めて難しい。
【非特許文献１】ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ４１１
【非特許文献２】ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ３９１
【特許文献１】特開昭５３−２２８１２号公報
【特許文献２】特開平１−２３０７１５号公報
【特許文献３】特開２００３-３２１７３３号公報
【特許文献４】特開２００４−２５６９０６号公報
【特許文献５】特開平１１−２７９６９１号公報
【特許文献６】特開昭６３−２９３１２１号公報
【特許文献７】特開昭５７−１３７４５３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記したように、延性を高めるためには、鋼板組織を軟質組織及び硬質組織より成る複合組織とすることが望ましく、穴拡げ性を高めるためには、組織間の硬度差の小さい均一組織とすることが望ましい。即ち、従来、それぞれの特性確保に求められる組織が異なっていたために、両方の特性を兼備する鋼板を提供することは困難とされていた。
本発明はこのような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、ＤＰ鋼並みの優れた延性と、単一組織の鋼板が有するものと同等の優れた穴拡げ性を両立しながら、高強度とした鋼板並びにその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明は、質量％で、Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、前記組成を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６２０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上で焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
（２）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
（３）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１）または（２）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
（４）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
（５）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
【０００９】
（６）本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上として焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（７）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（６）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（８）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（６）または（７）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（９）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（６）〜（８）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（１０）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（６）〜（９）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１０】
（１１）本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上として焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、必要に応じて４６０〜５４０℃の温度で合金化処理を施し、亜鉛めっき浴に浸漬前、浸漬後、あるいは、合金化処理後の何れか、あるいは、その合計で（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する鋳造スラブを用いることを特徴とする（１１）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１３）前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１１）または（１２）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１４）前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１１）〜（１３）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１５）前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１１）〜（１４）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、鋼板成分、焼鈍条件を制御することにより、主としてフェライトと硬質組織からなり、隣接するフェライトと硬質組織間の結晶方位差が９゜未満であり、これにより引張り最大強度で５４０ＭＰａ以上の優れた延性と優れた穴拡げ性を具備する高強度鋼板を安定して得ることができる。
即ち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏの含有量を規定範囲とし、引張り最大強度で５４０ＭＰａ以上の優れた強度を発揮できると同時に、主としてフェライトと硬質組織からなり、隣接するフェライトと硬質組織間の結晶方位差を９゜未満とすることにより、優れた延性と優れた穴拡げ性を具備する高強度鋼板を安定して提供することができる。
【００１２】
本発明の高強度鋼板の製造方法によれば、鋼板成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏの含有量を規定範囲とし、主としてフェライトと硬質組織からなり、隣接するフェライトと硬質組織間の結晶方位差を９゜未満とする鋼板を製造するには、熱間圧延工程と冷間圧延工程を経た後、焼鈍時の条件として、主として、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３℃以上で焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、２００℃〜６００℃間の加熱速度と６００℃〜最高温度間の加熱速度を規定し、焼鈍後の５７０℃〜６３０℃間の冷却速度と４５０℃〜３００℃間の温度域での保持条件を規定することにより目的の高強度鋼板を製造することができる。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、前述の条件に加え、Ｚｎめっき浴に浸漬する前後の少なくとも一方において、亜鉛めっき浴温度＋５０℃〜３００℃の温度域での保持条件を規定することにより実現することができる。
【００１３】
また、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、前述の条件に加えて合金化処理を行うとともに、Ｚｎめっき浴に浸漬する前後の少なくとも一方において、亜鉛めっき浴温度＋５０℃〜３００℃の温度域での保持条件を規定することにより実現することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明者等は、引張り最大強度５４０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、優れた延性と優れた穴拡げ性を両立させることを目的として鋭意検討を行った。この結果、鋼板組織をフェライトと硬質組織としながらも、硬質組織と隣接するいずれかのフェライトとの結晶方位差が９°以内とする硬質組織の割合を、硬質組織全体の体積率の５０％以上とすることで、換言すると、隣接するいずれかのフェライトとの結晶方位差が９°以内となっている硬質組織を主体とすることで、複合組織鋼板の特徴である優れた延性を確保しながらも、優れた穴拡げ性が確保可能なことを見出した。
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、鋼板の組織の限定理由について述べる。
本発明者等は、この種の鋼板の組織について鋭意検討を進めた結果、鋼板組織をフェライトと硬質組織との複合組織とし、硬質組織と隣接する何れかのフェライトとの結晶方位差を９°以内とする硬質組織の割合を、硬質組織全体の体積率の５０％以上とすることで、高強度を維持したまま優れた延性と穴拡げ性の両立が可能なことを見出した。特に、隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差を９°以内とすることが本発明の中で最も重要である。
【００１５】
ここで言う硬質組織とは、ベイナイトやマルテンサイトのことを指し示す。ベイナイトは、フェライトと同じく、ｂｃｃ構造を有する組織である。場合によっては、ベイナイト組織を構成するラス状あるいは塊状のベイニィッティクフェライト内部、あるいは、その間にセメンタイトや残留オーステナイトを含む組織である。また、ベイナイトはその粒径がフェライトに比較し小さい、あるいは、変態温度が低いことから、多量の転位を含み、それ故フェライトに比較し硬質である。一方、マルテンサイトは、ｂｃｔ構造を有し、その内部に、多量のＣを含むことから、非常に硬い。
【００１６】
鋼板組織をフェライトと硬質組織の複相組織とするのは、優れた延性を得るためである。軟質なフェライトは、延性に富むことから、優れた延性を得るためには必須である。加えて、適度な量の硬質組織を分散させることで、優れた延性を確保しながら、高強度化が可能である。優れた延性を確保するためには、フェライト主相とする必要がある。また、本発明の鋼板組織において、残留オーステナイトを含んでも良い。残留オーステナイトは、変形時にマルテンサイトへと変態することで、加工部を硬化し、変形の集中を妨げる。その結果、特に優れた延性が得られる。
次に、フェライトと隣接し結晶方位差を９°以内とした硬質組織の体積率が、全硬質組織の体積率の５０％以上としたのは、結晶方位差を制御することで、穴拡げ加工時のフェライト及び硬質組織界面へのマイクロボイド形成を抑制するためである。
一般的に、軟質組織であるフェライトと硬質組織は、変形能が異なる。即ち、軟質なフェライトは変形し易いものの、硬質なベイナイトやマルテンサイトは変形し難い。その結果、引張試験の均一伸び以降、穴拡げ加工や伸びフランジ加工のような大変形を行う場合、両組織の界面に変形が集中し、マイクロボイド形成、亀裂形成、亀裂伝播、破断へと至ることから、優れた延性と穴拡げ性の両立は不可能と考えられていた。
【００１７】
しかしながら、本発明者等が鋭意検討を加えた結果、硬質組織であっても、隣接するフェライトとの方位差を小さくすることで変形が可能なことを見出した。即ち、軟質組織と硬質組織の界面への歪集中緩和やマイクロボイドの形成の抑制が可能であることを見出した。これは、フェライトと硬質組織の結晶構造が類似であることに起因していると考えられる。即ち、両組織は、結晶構造が類似であることから、変形を担う転位のすべり系も同様であると考えられる。加えて、結晶方位差が小さいのであれば、フェライト中に生じた変形と同様の変形が硬質組織中でも生じると考えられる。加えて、穴拡げ加工のような大変形下では、フェライトも十分加工硬化しており硬く、硬質組織との変形能の差が小さいため、硬質組織であっても変形可能と考えられる。一方、変形初期は、フェライトはあまり加工を受けていないことから軟らかく、変形し易い。この結果、本発明鋼板では複合組織鋼板並みの延性と穴拡げ性を同時に具備することが可能となったと考えられる。
このような効果は、隣接するフェライトと硬質組織、特に、ベイナイトとの結晶方位差を９°以内とした硬質組織の体積率が全硬質組織の体積率５０％以上の場合に顕著になる。９°超であれば、大変形下でも変形能は乏しく、界面への歪集中、マイクロボイド形成を促進し、穴拡げ性を大幅に劣化させてしまう。このことから、結晶方位差は、９°以下とする必要がある。
【００１８】
一方、本発明では硬質組織とそれに隣接するいずれかのフェライトと上記範囲での結晶方位関係を満たせば良い。隣接するフェライト全てとの方位差を９°未満とすることが望ましいが、そのためには、全てのフェライトを同一方位とする必要があり、技術的に極めて難しい。また、一方の隣接するフェライトと方位差が大きくとも、同様の方位を有するフェライトが変形することで、歪の集中が緩和可能である。更には、形成する硬質組織は、最も多くの界面が隣接するフェライトと類似の結晶方位を有する場合が多い。このことから隣接する全てのフェライトと硬質組織が上記方位関係を有さなくとも、マイクロボイド形成抑制による穴拡げ性向上が成し遂げられたと本発明者は考えている。
また、本発明の鋼板では、上記、ベイナイト及びマルテンサイト以外に、残留オーステナイト、パーライトあるいはセメンタイトを含有しても良い。これは、硬質組織の大部分を、上記、結晶方位を有する硬質組織とすることで、これ以外の方位を有する硬質組織が存在し、フェライト及び硬質組織界面での歪集中、マイクロボイド形成を招いたとしても、その頻度は小さく、十分に分散しており、互いに連結することが難しく、鋼板の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させないためである。
【００１９】
隣接する結晶方位差を９°以下とする硬質組織の体積率は、全硬質組織の体積率の５０％以上とすることが望ましい。これは、その体積率が５０％未満では、マイクロボイド形成抑制による穴拡げ性に抑制効果が小さいからである。また、硬質組織の体積率は、５％以上とすることが望ましい。これは、硬質組織の体積率が５％未満では、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しいためである。更に望ましくは、鋼板中に存在するベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイト、パーライト組織の体積率の合計の５０％以上をベイナイト組織とすることが望ましい。このことから体積率の下限を５％とする。上限は特に定めることなく本発明の効果である優れた延性と穴拡げ性は具備されるが、５９０〜１０８０ＭＰａのＴＳ範囲であれば、鋼板の延性と穴拡げ性あるいは、伸びフランジ性の両立を図るため体積率５０％超のフェライトを含むことが望ましい。
また、鋼板組織としては、フェライト及びベイナイトの複合組織とすることを基本とするが、その他の硬質組織として、残留オーステナイト、マルテンサイト、セメンタイト及びパーライト等を含有しても良い。
【００２０】
上記ミクロ組織の各相、フェライト、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。また、ＦＥＳＥＭ-ＥＢＳＰ法（高分解能結晶方位解析法）を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織の判別は可能である。
また、結晶方位関係の同定に関しては、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による内部組織観察、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた結晶方位マッピングにより可能である。特に、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた結晶方位マッピングは、広い視野を簡便に測定可能であることから特に有効である。本発明では、ＳＥＭにて写真撮影を行った後、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いて、０．２μｍのステップサイズにて１００μｍ×１００μｍの視野の結晶方位マッピングを行った。ただし、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた方位解析のみでは、類似の結晶構造を有するベイナイト及びマルテンサイトの判別は難しい。しかしながら、マルテンサイト組織は、転位を多く含む組織であることから、Image Quality像との比較を行うことで容易に判別可能である。即ち、マルテンサイトは転位を多く含む組織であることから、フェライトやベイナイトに比較し、Image Qualityは格段に低く、容易に判別可能である。このことから、本発明にて、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いて、ベイナイトとマルテンサイトの判別を行う場合は、Image Quality像を用いて判別を行った。各１０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。
【００２１】
結晶方位差の測定にあたっては、主相であるフェライトと、隣接する硬質組織の主すべり方向となる [１-１-１]の結晶方関係を測定した。ただし、[１-１-１]方向が同一であっても、この軸の周りに回転している場合がある。このことから、[１-１-１]すべりのすべり面となる（１１０）面の法線方向の結晶方位差も併せて測定し、その両方の結晶方位差が９°以下となるものを本発明でいう結晶方位差９°以下の硬質組織と定義した。
方位差の決定にあたっては、様々な成分並びに製造条件を有する鋼板を作成し、穴拡げ試験後、あるいは、引張試験後の試験片を埋め込み、研磨し、破断部近傍の変形挙動、特に、マイクロボイド形成挙動を調査したところ、上記のようにして求めた隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°以下のフェライトと硬質組織界面において、マイクロボイド形成の顕著な抑制が見られた。更には、硬質組織全体に占める隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合を、５０％以上に制御することで、顕著な穴拡げ性向上効果があることを見出した。このことから、硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合を５０％以上とする必要がある。なお、マイクロボイド形成の抑制は、穴拡げ性の向上のみならず、引張試験では局部伸びの向上をもたらす、このことから本発明の硬質組織の結晶方位差を制御した複合組織鋼板は、通常のＤＰ鋼に比較し、局部伸びに優れる。
【００２２】
ＴＳを５４０ＭＰａ以上としたのは、この強度未満であれば、フェライト単相鋼に、固溶強化を用いた高強度化を図ることで、５４０ＭＰａ未満のＴＳと優れた延性及び穴拡げ性の両立を図ることが出来るためである。特に、５４０ＭＰａ以上のＴＳ確保を考えた場合、優れた延性確保のためには、マルテンサイトや残留オーステナイトを用いた強化を行う必要があり、穴拡げ性の劣化が顕著となるためである。
本発明においてフェライトの結晶粒径については特に限定しないが、強度伸びバランスの観点から公称粒径で７μｍ以下であることが望ましい。
【００２３】
次に、本発明の成分限定理由について述べる。
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％
Ｃは、ベイナイトやマルテンサイトを用いた組織強化を行う場合、必須の元素である。Ｃが０．０５％未満では、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、下限値を０．０５％とした。一方、Ｃの含有量を０．２０％以下とする理由は、Ｃが０．２０％を超えると、硬質組織体積率が多くなりすぎてしまい、大部分の硬質組織とフェライトの結晶方位差を９°以下としても、不可避的に存在する上記結晶方位関係を持たない硬質組織の体積率が多くなりすぎてしまい、界面での歪集中やマイクロボイド形成を抑制できず、穴拡げ値が劣位となるためである。
Ｓｉ：０．３〜２．０％
Ｓｉは強化元素であるのに加え、セメンタイトに固溶しない事から、粒界での粗大セメンタイトの形成を抑制する。０．３％未満の添加では、固溶強化による強化が期待できない、あるいは、粒界への粗大セメンタイトの形成が抑制できないことから０．３％以上添加する必要がある。一方で、２．０％を越える添加は、残留オーステナイトを過度に増加せしめ、打ち抜きや切断後の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させる。このことから上限は２．０％とする必要がある。加えて、Ｓｉの酸化物は、溶融亜鉛めっきとの濡れ性が悪いことから、不メッキの原因となる。そこで、溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっては、炉内の酸素ポテンシャルを制御し、鋼板表面へのＳｉ酸化物形成を抑制するなどが必要となる。
【００２４】
Ｍｎ：１．３〜２．６％
Ｍｎは、固溶強化元素であるのと同時に、オーステナイト安定化元素であることから、オーステナイトがパーライトへと変態するのを抑制する。１．３％未満ではパーライト変態の速度が速すぎてしまい、鋼板組織をフェライト及びベイナイトの複合組織とすることが出来ず、５４０ＭＰａ以上のＴＳが確保出来ない。また、穴拡げ性も劣る。このことから、下限値を１．３％以上とする。一方、Ｍｎを多量に添加すると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、その上限を２．６％とした。
Ｐ：０．００１〜０．０３％
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０３％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０３％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Ａｌ：０．１０％未満
Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を０．１％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
【００２５】
Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
Ｏ：０．０００５〜０．００７％
Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。これは、Ｏが０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００７％以下とした。０．０００５％と未満とすることは、製鋼時の脱酸に手間が掛かる等、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ただし、Ｏを０．０００５％未満としたとしても、本発明の効果である５４０ＭＰａ以上のＴＳと優れた延性を確保可能である。
Ｂ：０．０００１〜０．０１０％
Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が０．０１０質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．０１０％とした。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。
【００２６】
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限は１％であるが、０．３％以下がより好ましい。
Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％添加できる。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００１％以上含有することで、脱酸後の酸化物サイズを低下可能であり、穴拡げ性向上に寄与する。
しかしながら、含有量が合計で０．５％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００１〜０．５％とした。なお、ＲＥＭとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
【００２７】
次に、本発明鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
マルテンサイトやベイナイトは、オーステナイトから変態することから、オーステナイトと特定の方位関係を有することが知られている。一方、オーステナイト単相域焼鈍を行い、その後、高温で長時間保持を行った場合、オーステナイト粒界に、特定の方位関係を有するフェライトが形成する場合があることが知られている。しかしながら、高温長時間保持では、これら特定方位関係を有するフェライトの形成は可能なものの、低温になるとフェライトは非常に形成し易くなるため、特定の方位関係を有さないフェライトが数多く形成する。冷却過程では、オーステナイト粒内や、オーステナイトとフェライトの粒界に新たなフェライトが形成する場合があるため、特定の方位関係を有するフェライトとオーステナイト界面の割合が減少してしまう。
連続焼鈍設備や溶融亜鉛めっき設備のような短時間の製造プロセスを考えた場合、長時間の保持が行い難いことから、特定の方位関係を有するフェライトを形成し難いという問題を有していた。この結果、高温長時間の熱処理でフェライトを出す場合には、フェライトとオーステナイト間に特定の方位関係が存在したとしても、体積率で５０％以上となる多量のフェライトを形成させるとその方位関係は失われてしまう。この結果、鋼板組織中に存在するフェライトとオーステナイトから変態し形成される硬質組織（ベイナイトやマルテンサイトなど）の方位関係を制御することは出来なかった。
【００２８】
本発明者等は鋭意検討を加えた結果、オーステナイト単相域からの冷却条件を制御することで、オーステナイトと特定の方位関係を有するフェライトを確保することが可能であり、かつ、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上の滞留を行うことでの、オーステナイトから変態する硬質組織の結晶方位関係を制御することで、主相となるフェライトとの結晶方位差が９°未満となる硬質組織を形成可能なことを見出した。この結果、高強度化には寄与しながらも、延性や穴拡げ性を劣化させない、即ち、５４０ＭＰａ以上の引張最大強度、延性、穴拡げ性を同時に具備する鋼板が製造可能となった。
【００２９】
以下に詳細な製造条件の限定理由に関して述べる。
本発明において熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱延スラブ加熱温度は、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均一な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均一な組織は解消されず、延性や穴拡げ性に劣る。また、本発明に係る鋼板は、焼鈍後に５４０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するため、比較的多量の合金元素を添加していることから、仕上げ圧延時の強度も高くなりがちである。スラブ加熱温度の低下は、仕上げ圧延温度の低下を招き、更なる圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招く懸念があることから、スラブ加熱温度は、１０５０℃以上とする必要がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。
【００３０】
仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上にする必要がある。仕上げ圧延温度がオーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３変態温度以上が望ましい。
なお、Ａｒ３変態温度は合金組成に応じて次の式により計算し、把握することができる。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
【００３１】
一方、仕上げ温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温と使用とした場合、その温度を確保するため、スラブ加熱温度を過度に高温にせねばならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
熱間圧延後の巻き取り温度は６２０℃以下にする必要がある。６２０℃を超えると熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の延性が劣化する。焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させる、更には、第二相を均一分散させ穴拡げ性を向上させる観点からは６００℃以下で巻き取ることがより好ましい。また、６２０℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
【００３２】
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性向上のためには重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
【００３３】
酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインを通板する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。圧下率４５〜６５％がより好ましい範囲である。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
【００３４】
連続焼鈍ラインを通板する場合の焼鈍温度は、Ａｃ３変態温度以上にする必要がある。これは一旦オーステナイト単相組織とし、オーステナイト粒界に、特定方位を有するフェライトを形成させるためである。Ａｃ３変態温度未満であると、オーステナイトと特定方位関係を有さない再結晶フェライトが存在するため、冷却過程においても、これが成長することで、大部分のフェライトが形成される。この結果、オーステナイトとフェライトの方位関係を制御することは難しい。一方、Ａｃ３変態温度を超えて過度に高温焼鈍することは、本発明に係る効果である強度、延性並びに穴拡げ性は発揮されるが、経済性が低下する。このことから、焼鈍温度の上限は、９００℃以下とすることが望ましい。
【００３５】
特定の方位関係を有するフェライトは、高温で保持するほど出易いが、その形成に長時間を要する。一方、低温ほど短時間にてフェライトは出易いが、特定の方位関係を有さない。本発明者等が鋭意検討を進めた結果、６８０〜７４０℃間の滞留時間を８秒以上とすることで、特定の方位関係を有するフェライトを形成可能であることを見出した。
最高加熱温度〜７４０℃での冷却速度は特に限定するものではないが、有限の長さを有する設備を用いる場合、この温度域での冷却速度の低下は、７４０〜６８０℃間の滞留時間の減少を意味する。このことから、最高加熱温度〜７４０℃間の冷却速度は出来るだけ大きくすることが望ましい。
【００３６】
引き続き、７４０〜６８０℃間を８秒以上保持する必要がある。７４０〜６８０℃の温度範囲とする理由は、この温度でオーステナイトと特定の方位関係を有するフェライトの形成が最も速いからである。７４０℃超の温度では、特定の方位関係を有するフェライトを形成可能なものの、長時間を要することになり、有限の長さを有する設備で、十分な量のフェライトを形成させることは出来ない。一方、６８０℃を下回る温度で保持した場合、短時間でフェライト変態は進行するものの、特定の方位関係を有さないものが多く形成する。この結果、３００〜４５０℃の温度範囲にて、３０秒以上の保持を行ったとしても、９°以下の結晶方位差を有する硬質組織の体積率を全硬質組織の体積率の５０％以上とすることが難しい。このことから下限の温度を６８０℃とする。保持時間を８秒以上としたのは、ある特定方位を有するフェライトを体積率５０％以上確保するのに必要なためである。保持時間が、８秒未満となると、体積率５０％以上のフェライト体積率を確保できず、延性に劣る。
【００３７】
また、７４０〜６８０℃での保持とは、等温保持を意味するのでなく、この温度域での滞留時間を意味する。即ち、等温保持に加え、７４０〜６８０℃間での冷却や、一旦、６８０℃まで冷却し７４０℃までの加熱のいずれの方法であっても、７４０〜６８０℃間の滞留時間を８秒以上確保できれば良い。
【００３８】
なお、Ａｃ３変態点は、下記式にて決定される。
Ａｃ３＝９１０−２０３×（Ｃ）１／２＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ＋７００×Ｐ+４００×Ａｌ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ−１５．２×Ｎｉ＋３１．５×Ｍｏ＋４００×Ｔｉ
【００３９】
本発明において、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する必要がある。冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態することから、５４０ＭＰａ以上の強度に必要な量の硬質組織を確保できない。冷却速度を大きくしたとしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。
本発明では、引き続き４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持する必要がある。これは、オーステナイトを、主相であるフェライトとの結晶方位差９°未満のベイナイトへと変態させるためである。４５０℃超の温度域にて保持を行うと、粗大なセメンタイトが粒界に析出するため、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから上限温度を４５０℃とする。一方、保持温度が３００℃未満では、ベイナイト変態がほとんど起こらず、オーステナイトはその後の冷却過程にて、マルテンサイトへと変態することとなる。その結果、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差を９°未満とすることが出来ず、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから、３０秒以上保持する際の３００℃が下限の温度である。
４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒未満の保持では、ベイナイト組織が形成したとしても、その体積率は、十分でなく、残ったオーステナイトが引き続き行われる冷却過程でマルテンサイトへと変態することから、硬質組織の大部分が結晶方位差９°以上となり、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は３０秒以上とする。滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。
【００４０】
前述の如くＡｃ３変態温度を境とする焼鈍条件として、図１に示す如く従来の鋼板では、Ａｃ３変態温度未満に加熱してその温度に保持し、Ａｃ１変態温度を下回るまで徐冷してから冷却するという手法が適用されているが、この方法では上述の如く方位関係を制御できないフェライトが生成されてしまう。これに対し本願発明では、図２に示す如くＡｃ３変態温度以上の温度域まで加熱して所定時間保持し、その後冷却を始め、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度２６℃／秒以下で冷却し、その後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０行以上保持するという、図２の折れ線に示す熱履歴を付加することで方位を制御したフェライトを生成させ、最終的に目的の組織を得ることができる。
なお、この４５０〜３００℃の温度域で滞留させる工程は先の６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する工程に連続して行う必要があり、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する工程にて３００℃より低い温度まで一旦冷却した後に再度４５０〜３００℃の温度域に加熱する熱処理を施して滞留させても結晶方位差を制御することはできなくなる。
【００４１】
なお、本発明において、保持とは等温保持のみさすのではなく、４５０〜３００℃の温度域で滞留させることを意味する。即ち、一旦、３００℃に冷却した後、４５０℃まで加熱しても良いし、４５０℃に冷却後３００℃まで冷却しても良い。
熱処理後には、表面粗度の制御、板形状制御、あるいは、降伏点伸びの抑制のためには、スキンパス圧延を行うことが望ましい。その際のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。スキンパス圧延率は、０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
【００４２】
冷延後に溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の焼鈍温度も、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、Ａｃ３変態温度以上とする。６８０〜７４０℃での滞留時間も上記と同様の理由で８秒以上にする必要がある。
焼鈍後の冷却に関しても、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、６３０℃と５７０℃間を３℃／秒以上で冷却する必要がある。
めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。ただし、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬温度が（溶融亜鉛めっき浴温度+５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
【００４３】
また、めっき層の合金化を行う場合には、４６０℃以上で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。上限は特に限定しないが、６００℃を超えると、炭化物が形成し硬質組織（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト）体積率を減少させ、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しくなるので、これが実質的な上限である。
めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後のいずれか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持する付加的な熱処理を行う必要がある。熱処理温度の上限を（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃としたのは、この温度以上では、セメンタイトやパーライトの形成が顕著となり、硬質組織の体積率を減じることから、５４０ＭＰａ以上の強度確保が困難となるためである。一方、３００℃未満では、ベイナイト変態の進行が遅すぎてしまい、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差を９°未満とする硬質組織の体積率を十分に確保することが出来ない。このことから熱処理温度の下限は、３００℃以上とする。
保持時間は３０秒以上とする必要がある。保持時間が３０秒未満では、ベイナイト組織が形成したとしても、その体積率は、十分でなく、残ったオーステナイトが引き続き行われる冷却過程でマルテンサイトへと変態することから、硬質組織の大部分が結晶方位差９°以上となり、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は３０秒以上とする。滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。保持時間とは、単に等温保持のみを意味するのではなく、この温度域での滞留を意味し、この温度域での除冷や加熱も含まれる。
また、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度範囲での３０秒以上の付加的な熱処理も、めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で行っても構わない。これは主相であるフェライトとの結晶方位差が９°未満の硬質組織を確保できるのであれば、いずれの条件で付加的な熱処理を行ったとしても、本発明の効果である５４０ＭＰａ以上の強度と、優れた延性並びに穴拡げ性が得られるためである。
【００４４】
熱処理後には、表面粗度の制御、板形状制御、あるいは、降伏点伸びの抑制のためには、スキンパス圧延を行うことが望ましい。その際のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。スキンパス圧延率は、０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
更には、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。また、めっき前の焼鈍の手法によらず、加熱中の露点を−２０℃以上とすることで、めっきの濡れ性やめっきの合金化の際の合金化反応に有利に働く。
【００４５】
なお、本発明鋼板を電気めっきしても鋼板の有する引張強度、延性及び穴拡げ性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。有機皮膜や上層めっきを行ったとしても、本発明の効果は得られる。
また、本発明の成形性と穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
【実施例】
【００４６】
「実施例１」
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２００℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２、３に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷間圧延を行い、冷延板とした。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
「実施例２」
これらの冷延板に表２、３に示す条件で焼鈍熱処理を行い、焼鈍設備により焼鈍を行った。炉内雰囲気は、ＣＯとＨ2を複合した気体を燃焼させ発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する装置を取り付け、露点を−４０℃としたＨ2を１０体積％含むＮ2ガスを導入し、表２、３で示す条件で焼鈍を行った。
【００５０】
また、めっき鋼板に関しては、連続溶融亜鉛めっき設備により焼鈍とめっきを行った。焼鈍条件並びに炉内雰囲気は、めっき性を確保するため、ＣＯとＨ2を複合した気体を燃焼させ発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する装置を取り付け、露点を−１０℃としたＨ2を１０体積％含むＮ2ガスを導入し、表２、３で示す条件で焼鈍を行った。特に、Ｓｉを多く含む鋼番号Ｃ、Ｆ、Ｈにおいて、上記、炉内雰囲気制御を行わないと、不めっきや合金化の遅延を生じ易いことから、Ｓｉ含有量が高い鋼に溶融めっき、及び、合金化処理を行う場合、雰囲気（酸素ポテンシャル）制御を行う必要がある。その後、一部の鋼板については、４８０〜６００℃の温度範囲にて合金化処理を行った。めっき鋼板の溶融亜鉛めっきの目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ2とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
【００５１】
【表３】
【００５２】
「実施例３」
得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張最大応力（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。その結果を表４、表５に示す。
【００５３】
【表４】
【００５４】
【表５】
【００５５】
なお、本鋼板は、フェライトと硬質組織より成る複合組織鋼板であり、降伏点伸びが出現しない場合が多い。このことから、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。ＴＳ×Ｅｌが、１６０００（ＭＰａ×％）以上となるものを強度−延性バランスが良好な高強度鋼板とした。
穴拡げ率（λ）は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２．５％となる条件にて打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、６０°円錐ポンチにて成形し、評価した。各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡げ率とした。ＴＳ×λが、４００００（ＭＰａ×％）以上となるものを、強度−穴拡げ性バランスが良好な高強度鋼板とした。
この良好な強度−延性バランス、並びに、良好な強度−穴拡げ性バランスを同時に具備するものを、穴拡げ性と延性のバランスが優れた高強度鋼板とした。
ミクロ組織の同定にあたっては、上記手法を用いて行い、各組織を同定した。ただし、残留オーステナイトは、その化学的安定性が低い場合、ミクロ組織観察試験片作製時の研磨や、自由表面を出したことによる周りの結晶粒からの粒界拘束の消失により、マルテンサイトへと変態する場合がある。この結果、Ｘ線による測定のように、鋼板内に含まれる残留オーステナイトの体積率を直接測定した場合と、一旦、研磨等により自由表面を出し、表面に存在する残留オーステナイトを測定した場合では、その体積率が異なる場合がある。本発明においては、ＦＥＳＥＭ-ＥＢＳＰ法にて、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位関係を測定する必要があることから、表面を研磨後、ミクロ組織を同定した。
【００５６】
また、隣接するフェライトと硬質組織の方位差は、上述の方法にて測定し、以下のような評点付けを行った。
○：硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合が５０％以上
△：硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合が３０％以上
×：硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合が３０％未満
特に、硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合が５０％以上となると、特に、顕著な穴拡げ率の向上が見られることから、この範囲を本発明の範囲とした。
【００５７】
表４または表５に示す鋼番号Ａ−１、２、５〜９、１１、１２、Ｂ−１〜３、Ｃ−１、４、７、８、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１〜３、Ｇ−１、２、５、６、Ｈ−１、２、Ｉ−１、２、６、７、８、Ｊ−１、Ｋ−１〜３は、鋼板の化学的成分が本発明で規定する範囲内にあり、かつ、製造条件も本発明で規定する範囲内にある。この結果、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°未満となる硬質組織の割合が多くなり、硬質組織による組織強化を行ったとしても、穴拡げ性が劣化しない。
即ち、組織強化による強度−延性バランスの向上を生かしながら、高いレベルでの穴拡げ性の確保が出来る。この結果、５４０ＭＰａ以上の引張最大強度と延性並びに穴拡げ性を極めて高いバランスで有する鋼板が製造可能である。
一方、表４または表５に示す鋼番号Ａ−３〜５、Ａ−１０、１３〜１６、Ｃ−２、３、５、６、９、Ｇ−３、４、７は、製造条件が本発明の範囲を満たさないことから、フェライトと硬質組織の結晶方位差が９°超のものが多く、穴拡げ性の指標となるＴＳ×λ値が、４００００（ＭＰａ×％）未満と低く穴拡げ性に劣る。特に、鋼番号Ａ３、４、Ｃ−６は、７４０℃〜６８０℃間での保持時間が短い試料、Ａ−１６の試料は６３０℃〜５７０℃間の平均冷却速度が遅い試料である。
表４または表５に示す鋼番号Ａ−５、１０、１４、１５、Ｃ−３、Ｇ−３、７、Ｉ−５、１０は、冷延鋼板であれば、３００〜４５０℃の温度範囲での滞留時間が３０秒に満たないことから、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度範囲での滞留時間が３０秒に満たないことから、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°超のものが多く、穴拡げ性の指標となるＴＳ×λ値が、４００００（ＭＰａ×％）未満と低く穴拡げ性に劣る。
【００５８】
表４に示す鋼番号Ａ−１６は、６３０〜５７０℃の温度範囲の冷却速度が遅すぎるため、オーステナイトがパーライトへと変態してしまい５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。また、強度−延性バランスも劣る。
表４に示す鋼番号Ｃ−５は、焼鈍温度が７４０℃と低く、鋼板組織中に、熱延時に形成したパーライト組織や、これが球状化したセメンタイトが残ることから、硬質組織であるベイナイトやマルテンサイトが十分な体積率確保できないため、５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。また、強度−延性バランスも劣る。
表５に示す鋼番号Ｌ−１〜３は、Ｓｉ及びＭｎが、それぞれ０．０１％及び１．１２％と低く、焼鈍後の冷却過程において、パーライト変態を抑制し、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトといった硬質組織を確保することが出来ないため、５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。
表５に示す鋼番号Ｍ−１〜３は、Ｃ含有量が０．０３４％と低く、十分な量の硬質組織を確保できないことから５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。
表５に示す鋼番号Ｎ−１〜３は、Ｍｎ含有量が３．２％と高く、焼鈍時にフェライト体積率が一旦減ると、冷却過程で、十分な量のフェライトを出すことが出来ない。このことから、著しく強度−延性バランスも劣る。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な引張り最大強度５４０ＭＰａ以上であり、良好な延性と穴拡げ性を同時に具備する極めて成形性の優れた鋼板を安価に提供するものであり、この鋼板は例えば自動車用の構造部材や、補強用部材、足回り用部材などに用いて好適なことから、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【００６０】
【図１】図１はＡｃ３変態温度以下に加熱して焼鈍する場合の一例の熱履歴を示す説明図。
【図２】図２はＡｃ３変態温度以上に加熱して焼鈍する場合の一例の熱履歴を示す説明図。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、建材、家電製品などに適する穴拡げ性や延性等の加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法と亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保、及び、燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、高強度鋼板が適用されている。特に、衝突安全性確保に関しては、その安全意識の高まりに加え、法規制の強化から、これまで低強度の鋼板しか用いられてこなかったような複雑形状を有する部品へまで、高強度鋼板を適用しようとするニーズがある。しかしながら、材料の成形性は強度が上昇するのに伴って劣化するので、複雑形状を有する部材へ高強度鋼板を適用するにあたっては、成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。一口に、成形性と言っても、自動車部材のような複雑形状を有する部材に適用するに当たっては、例えば、延性、張り出し成形性、穴拡げ性等の異なる成形性を同時に具備することが求められる。
【０００３】
薄鋼板の成形性として重要な延性や張り出し成形性は、加工硬化指数（ｎ値）と相関があることが知られており、ｎ値が高い鋼板が成形性に優れる鋼板として知られている。例えば、延性や張り出し成形性に優れる鋼板として、鋼板組織がフェライト及びマルテンサイトから成るＤＰ（Dual Phase）鋼板や、鋼板組織中に残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity）鋼板がある（特許文献１、特許文献２）。一方、穴拡げ性に優れる鋼板としては、鋼板組織を析出強化したフェライト単相組織とした鋼板やベイナイト単相組織とした鋼板が知られている（特許文献３〜５、非特許文献１）。
ＤＰ鋼板は、延性に富むフェライトを主相とし、硬質組織であるマルテンサイトを鋼板組織中に分散させることで、優れた延性を得ている。また、軟質なフェライトは変形し易く、変形と共に多量の転位が導入され、硬化することから、ｎ値も高い。しかしながら、鋼板組織を軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトより成る組織とすると、両組織の変形能が異なることから、穴拡げ加工のような大加工を伴う成形においては、両組織の界面に微小なマイクロボイドが形成され、穴拡げ性が著しく劣化するという問題を有する。特に、引張最大強度５４０ＭＰａ以上のＤＰ鋼板中に含まれるマルテンサイト体積率は比較的多く、フェライトとマルテンサイト界面も多く存在することから、界面に形成されたマイクロボイドは容易に連結し、亀裂形成、破断へと至る。このことから、ＤＰ鋼板の穴拡げ性は劣位であることが知られている（例えば、非特許文献２）。
【０００４】
鋼板組織が、フェライト及び残留オーステナイトより成るＴＲＩＰ鋼板においても同様に穴拡げ性は低い。これは、自動車部材の成形加工である穴拡げ加工や伸びフランジ加工が、打ち抜き、あるいは、機械切断後、加工を行うことに起因している。ＴＲＩＰ鋼板に含まれる残留オーステナイトは、加工を受けるとマルテンサイトへと変態する。例えば、延引張加工や張り出し加工であれば、残留オーステナイトがマルテンサイトへと変態することで、加工部を高強度化し、変形の集中を抑制することで、高い成形性を確保可能である。しかし、一旦、打ち抜きや切断等を行うと、端面近傍は加工を受けるため、鋼板組織中に含まれる残留オーステナイトがマルテンサイトへと変態してしまう。この結果、ＤＰ鋼板と類似の組織となり、穴拡げ性や伸びフランジ成形性は劣位となる。あるいは、打ち抜き加工そのものが大変形を伴う加工であることから、打ち抜き後に、フェライトと硬質組織（ここでは、残留オーステナイトが変態したマルテンサイト）界面に、マイクロボイドが存在し、穴拡げ性を劣化させていることが報告されている。
あるいは、粒界にセメンタイトやパーライト組織が存在する鋼板も、穴拡げ性は劣位である。これはフェライトとセメンタイトの境界が微小ボイド形成の起点となるためである。
その結果、特許文献３〜５及び非特許文献１に示されるように、穴拡げ性に優れた鋼板の開発は、鋼板の主相をベイナイトもしくは析出強化したフェライトの単相組織とし、かつ、粒界でのセメンタイト相の生成を抑えるため、Ｔｉ等の合金炭化物形成元素を多量に添加し、鋼中に含まれるCを合金炭化物とすることで、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板が開発されてきた。
【０００５】
鋼板組織をベイナイト単相組織とする鋼板は、ベイナイト組織が転位を多く含む組織であることから、加工性に乏しく、延性や張り出し性を必要とする部材へは適用し難いという欠点を有していた。
析出強化したフェライトの単相組織とした鋼板は、Ｔｉ、ＮｂあるいはＭｏ等の炭化物による析出強化を利用して鋼板を高強度化すると共に、セメンタイト等の形成を抑制することで、７８０ＭＰａ以上の高強度と、優れた穴拡げ性の両立が可能なものの、冷延及び焼鈍工程を経る冷延鋼板では、その析出強化が活用し難いという欠点を有する。即ち、析出強化は、フェライト中に、ＮｂやＴｉ等の合金炭化物が整合析出することで成し遂げられる。
冷延及び焼鈍を伴う冷延鋼板においては、フェライトは加工され、焼鈍時に、再結晶することから、熱延板段階で整合析出していたＮｂやＴｉ析出物との方位関係が失われるため、その強化能が大幅に減少してしまい強度確保が難しい。また、ＮｂやＴｉは、再結晶を大幅に遅延することが知られており、優れた延性確保のためには、高温焼鈍が必要となり生産性が悪い。また、熱延鋼板並みの延性が得られたとしても、析出強化鋼は、その延性や張り出し成形は、ＤＰ鋼板に比較し劣位であり、大きな張り出し性を必要とする部位への適用はできない。加えて、ＮｂやＴｉなどの高価な合金炭化物形成元素を多量に添加せねばならず、コスト高を招くという問題も有している。
【０００６】
これら欠点を克服し、延性と穴拡げ性確保を図った鋼板として、特許文献６及び７に記載の鋼板が知られている。これらは、鋼板組織を、一旦、フェライトとマルテンサイトよりなる複合組織とし、その後、マルテンサイトを焼き戻し軟質化することで、組織強化により得られる強度-延性バランスの向上と穴拡げ性の向上を同時に得ようとするものである。しかしながら、マルテンサイトの焼き戻しにより、硬質組織を軟化させたとしても、依然として、マルテンサイトは硬質であることから、穴拡げ性劣化を避けることが出来ない。加えて、マルテンサイトの軟化により、強度低下が生じることから、強度低下を補うためマルテンサイト体積率を増加させねばならず、硬質組織分率増加に伴う穴拡げ性の劣化が引き起こされるという問題を有していた（特許文献７）。
また、冷却終点温度が変動すると、マルテンサイト体積率がばらつくことから、材質がばらつき易いという問題を有していた。これら問題を解決する手段として、あるいは、十分なマルテンサイト体積率を確保するため、水槽等を用いて室温まで焼き入れることで、十分な量のマルテンサイト体積率の確保を行う場合があるが、水等を用いた冷却を行うと、鋼板の反りや切断後のキャンバー等の形状不良を生じ易い。これら形状不良の原因は、単なる板の変形のみに依るのではなく、冷却時の温度ムラに起因した残留応力を原因とする場合があり、板形状としては良好でも、切断後に反りやキャンバーといった形状不良を引き起こす場合がある。また、後工程で矯正しがたいという課題も有している。このことから、材質確保の点だけでなく、使い易さの観点でも課題がある。
このように、延性や張り出し成形性、あるいは、穴拡げ性の確保に必要な鋼板組織が極めて異なっていることから、これら特性を同時に具備することは、極めて難しい。
【非特許文献１】ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ４１１
【非特許文献２】ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ３９１
【特許文献１】特開昭５３−２２８１２号公報
【特許文献２】特開平１−２３０７１５号公報
【特許文献３】特開２００３-３２１７３３号公報
【特許文献４】特開２００４−２５６９０６号公報
【特許文献５】特開平１１−２７９６９１号公報
【特許文献６】特開昭６３−２９３１２１号公報
【特許文献７】特開昭５７−１３７４５３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記したように、延性を高めるためには、鋼板組織を軟質組織及び硬質組織より成る複合組織とすることが望ましく、穴拡げ性を高めるためには、組織間の硬度差の小さい均一組織とすることが望ましい。即ち、従来、それぞれの特性確保に求められる組織が異なっていたために、両方の特性を兼備する鋼板を提供することは困難とされていた。
本発明はこのような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、ＤＰ鋼並みの優れた延性と、単一組織の鋼板が有するものと同等の優れた穴拡げ性を両立しながら、高強度とした鋼板並びにその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明は、質量％で、Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、前記組成を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６２０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上で焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
（２）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
（３）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１）または（２）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
（４）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
（５）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
【０００９】
（６）本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上として焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（７）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（６）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（８）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（６）または（７）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（９）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（６）〜（８）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
（１０）本発明は、前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（６）〜（９）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１０】
（１１）本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上として焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、必要に応じて４６０〜５４０℃の温度で合金化処理を施し、亜鉛めっき浴に浸漬前、浸漬後、あるいは、合金化処理後の何れか、あるいは、その合計で（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する鋳造スラブを用いることを特徴とする（１１）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１３）前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１１）または（１２）に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１４）前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１１）〜（１３）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１５）前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする（１１）〜（１４）のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、鋼板成分、焼鈍条件を制御することにより、主としてフェライトと硬質組織からなり、隣接するフェライトと硬質組織間の結晶方位差が９゜未満であり、これにより引張り最大強度で５４０ＭＰａ以上の優れた延性と優れた穴拡げ性を具備する高強度鋼板を安定して得ることができる。
即ち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏの含有量を規定範囲とし、引張り最大強度で５４０ＭＰａ以上の優れた強度を発揮できると同時に、主としてフェライトと硬質組織からなり、隣接するフェライトと硬質組織間の結晶方位差を９゜未満とすることにより、優れた延性と優れた穴拡げ性を具備する高強度鋼板を安定して提供することができる。
【００１２】
本発明の高強度鋼板の製造方法によれば、鋼板成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏの含有量を規定範囲とし、主としてフェライトと硬質組織からなり、隣接するフェライトと硬質組織間の結晶方位差を９゜未満とする鋼板を製造するには、熱間圧延工程と冷間圧延工程を経た後、焼鈍時の条件として、主として、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３℃以上で焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、２００℃〜６００℃間の加熱速度と６００℃〜最高温度間の加熱速度を規定し、焼鈍後の５７０℃〜６３０℃間の冷却速度と４５０℃〜３００℃間の温度域での保持条件を規定することにより目的の高強度鋼板を製造することができる。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、前述の条件に加え、Ｚｎめっき浴に浸漬する前後の少なくとも一方において、亜鉛めっき浴温度＋５０℃〜３００℃の温度域での保持条件を規定することにより実現することができる。
【００１３】
また、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、前述の条件に加えて合金化処理を行うとともに、Ｚｎめっき浴に浸漬する前後の少なくとも一方において、亜鉛めっき浴温度＋５０℃〜３００℃の温度域での保持条件を規定することにより実現することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明者等は、引張り最大強度５４０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、優れた延性と優れた穴拡げ性を両立させることを目的として鋭意検討を行った。この結果、鋼板組織をフェライトと硬質組織としながらも、硬質組織と隣接するいずれかのフェライトとの結晶方位差が９°以内とする硬質組織の割合を、硬質組織全体の体積率の５０％以上とすることで、換言すると、隣接するいずれかのフェライトとの結晶方位差が９°以内となっている硬質組織を主体とすることで、複合組織鋼板の特徴である優れた延性を確保しながらも、優れた穴拡げ性が確保可能なことを見出した。
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、鋼板の組織の限定理由について述べる。
本発明者等は、この種の鋼板の組織について鋭意検討を進めた結果、鋼板組織をフェライトと硬質組織との複合組織とし、硬質組織と隣接する何れかのフェライトとの結晶方位差を９°以内とする硬質組織の割合を、硬質組織全体の体積率の５０％以上とすることで、高強度を維持したまま優れた延性と穴拡げ性の両立が可能なことを見出した。特に、隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差を９°以内とすることが本発明の中で最も重要である。
【００１５】
ここで言う硬質組織とは、ベイナイトやマルテンサイトのことを指し示す。ベイナイトは、フェライトと同じく、ｂｃｃ構造を有する組織である。場合によっては、ベイナイト組織を構成するラス状あるいは塊状のベイニィッティクフェライト内部、あるいは、その間にセメンタイトや残留オーステナイトを含む組織である。また、ベイナイトはその粒径がフェライトに比較し小さい、あるいは、変態温度が低いことから、多量の転位を含み、それ故フェライトに比較し硬質である。一方、マルテンサイトは、ｂｃｔ構造を有し、その内部に、多量のＣを含むことから、非常に硬い。
【００１６】
鋼板組織をフェライトと硬質組織の複相組織とするのは、優れた延性を得るためである。軟質なフェライトは、延性に富むことから、優れた延性を得るためには必須である。加えて、適度な量の硬質組織を分散させることで、優れた延性を確保しながら、高強度化が可能である。優れた延性を確保するためには、フェライト主相とする必要がある。また、本発明の鋼板組織において、残留オーステナイトを含んでも良い。残留オーステナイトは、変形時にマルテンサイトへと変態することで、加工部を硬化し、変形の集中を妨げる。その結果、特に優れた延性が得られる。
次に、フェライトと隣接し結晶方位差を９°以内とした硬質組織の体積率が、全硬質組織の体積率の５０％以上としたのは、結晶方位差を制御することで、穴拡げ加工時のフェライト及び硬質組織界面へのマイクロボイド形成を抑制するためである。
一般的に、軟質組織であるフェライトと硬質組織は、変形能が異なる。即ち、軟質なフェライトは変形し易いものの、硬質なベイナイトやマルテンサイトは変形し難い。その結果、引張試験の均一伸び以降、穴拡げ加工や伸びフランジ加工のような大変形を行う場合、両組織の界面に変形が集中し、マイクロボイド形成、亀裂形成、亀裂伝播、破断へと至ることから、優れた延性と穴拡げ性の両立は不可能と考えられていた。
【００１７】
しかしながら、本発明者等が鋭意検討を加えた結果、硬質組織であっても、隣接するフェライトとの方位差を小さくすることで変形が可能なことを見出した。即ち、軟質組織と硬質組織の界面への歪集中緩和やマイクロボイドの形成の抑制が可能であることを見出した。これは、フェライトと硬質組織の結晶構造が類似であることに起因していると考えられる。即ち、両組織は、結晶構造が類似であることから、変形を担う転位のすべり系も同様であると考えられる。加えて、結晶方位差が小さいのであれば、フェライト中に生じた変形と同様の変形が硬質組織中でも生じると考えられる。加えて、穴拡げ加工のような大変形下では、フェライトも十分加工硬化しており硬く、硬質組織との変形能の差が小さいため、硬質組織であっても変形可能と考えられる。一方、変形初期は、フェライトはあまり加工を受けていないことから軟らかく、変形し易い。この結果、本発明鋼板では複合組織鋼板並みの延性と穴拡げ性を同時に具備することが可能となったと考えられる。
このような効果は、隣接するフェライトと硬質組織、特に、ベイナイトとの結晶方位差を９°以内とした硬質組織の体積率が全硬質組織の体積率５０％以上の場合に顕著になる。９°超であれば、大変形下でも変形能は乏しく、界面への歪集中、マイクロボイド形成を促進し、穴拡げ性を大幅に劣化させてしまう。このことから、結晶方位差は、９°以下とする必要がある。
【００１８】
一方、本発明では硬質組織とそれに隣接するいずれかのフェライトと上記範囲での結晶方位関係を満たせば良い。隣接するフェライト全てとの方位差を９°未満とすることが望ましいが、そのためには、全てのフェライトを同一方位とする必要があり、技術的に極めて難しい。また、一方の隣接するフェライトと方位差が大きくとも、同様の方位を有するフェライトが変形することで、歪の集中が緩和可能である。更には、形成する硬質組織は、最も多くの界面が隣接するフェライトと類似の結晶方位を有する場合が多い。このことから隣接する全てのフェライトと硬質組織が上記方位関係を有さなくとも、マイクロボイド形成抑制による穴拡げ性向上が成し遂げられたと本発明者は考えている。
また、本発明の鋼板では、上記、ベイナイト及びマルテンサイト以外に、残留オーステナイト、パーライトあるいはセメンタイトを含有しても良い。これは、硬質組織の大部分を、上記、結晶方位を有する硬質組織とすることで、これ以外の方位を有する硬質組織が存在し、フェライト及び硬質組織界面での歪集中、マイクロボイド形成を招いたとしても、その頻度は小さく、十分に分散しており、互いに連結することが難しく、鋼板の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させないためである。
【００１９】
隣接する結晶方位差を９°以下とする硬質組織の体積率は、全硬質組織の体積率の５０％以上とすることが望ましい。これは、その体積率が５０％未満では、マイクロボイド形成抑制による穴拡げ性に抑制効果が小さいからである。また、硬質組織の体積率は、５％以上とすることが望ましい。これは、硬質組織の体積率が５％未満では、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しいためである。更に望ましくは、鋼板中に存在するベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイト、パーライト組織の体積率の合計の５０％以上をベイナイト組織とすることが望ましい。このことから体積率の下限を５％とする。上限は特に定めることなく本発明の効果である優れた延性と穴拡げ性は具備されるが、５９０〜１０８０ＭＰａのＴＳ範囲であれば、鋼板の延性と穴拡げ性あるいは、伸びフランジ性の両立を図るため体積率５０％超のフェライトを含むことが望ましい。
また、鋼板組織としては、フェライト及びベイナイトの複合組織とすることを基本とするが、その他の硬質組織として、残留オーステナイト、マルテンサイト、セメンタイト及びパーライト等を含有しても良い。
【００２０】
上記ミクロ組織の各相、フェライト、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。また、ＦＥＳＥＭ-ＥＢＳＰ法（高分解能結晶方位解析法）を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織の判別は可能である。
また、結晶方位関係の同定に関しては、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による内部組織観察、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた結晶方位マッピングにより可能である。特に、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた結晶方位マッピングは、広い視野を簡便に測定可能であることから特に有効である。本発明では、ＳＥＭにて写真撮影を行った後、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いて、０．２μｍのステップサイズにて１００μｍ×１００μｍの視野の結晶方位マッピングを行った。ただし、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた方位解析のみでは、類似の結晶構造を有するベイナイト及びマルテンサイトの判別は難しい。しかしながら、マルテンサイト組織は、転位を多く含む組織であることから、Image Quality像との比較を行うことで容易に判別可能である。即ち、マルテンサイトは転位を多く含む組織であることから、フェライトやベイナイトに比較し、Image Qualityは格段に低く、容易に判別可能である。このことから、本発明にて、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いて、ベイナイトとマルテンサイトの判別を行う場合は、Image Quality像を用いて判別を行った。各１０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。
【００２１】
結晶方位差の測定にあたっては、主相であるフェライトと、隣接する硬質組織の主すべり方向となる [１-１-１]の結晶方関係を測定した。ただし、[１-１-１]方向が同一であっても、この軸の周りに回転している場合がある。このことから、[１-１-１]すべりのすべり面となる（１１０）面の法線方向の結晶方位差も併せて測定し、その両方の結晶方位差が９°以下となるものを本発明でいう結晶方位差９°以下の硬質組織と定義した。
方位差の決定にあたっては、様々な成分並びに製造条件を有する鋼板を作成し、穴拡げ試験後、あるいは、引張試験後の試験片を埋め込み、研磨し、破断部近傍の変形挙動、特に、マイクロボイド形成挙動を調査したところ、上記のようにして求めた隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°以下のフェライトと硬質組織界面において、マイクロボイド形成の顕著な抑制が見られた。更には、硬質組織全体に占める隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合を、５０％以上に制御することで、顕著な穴拡げ性向上効果があることを見出した。このことから、硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合を５０％以上とする必要がある。なお、マイクロボイド形成の抑制は、穴拡げ性の向上のみならず、引張試験では局部伸びの向上をもたらす、このことから本発明の硬質組織の結晶方位差を制御した複合組織鋼板は、通常のＤＰ鋼に比較し、局部伸びに優れる。
【００２２】
ＴＳを５４０ＭＰａ以上としたのは、この強度未満であれば、フェライト単相鋼に、固溶強化を用いた高強度化を図ることで、５４０ＭＰａ未満のＴＳと優れた延性及び穴拡げ性の両立を図ることが出来るためである。特に、５４０ＭＰａ以上のＴＳ確保を考えた場合、優れた延性確保のためには、マルテンサイトや残留オーステナイトを用いた強化を行う必要があり、穴拡げ性の劣化が顕著となるためである。
本発明においてフェライトの結晶粒径については特に限定しないが、強度伸びバランスの観点から公称粒径で７μｍ以下であることが望ましい。
【００２３】
次に、本発明の成分限定理由について述べる。
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％
Ｃは、ベイナイトやマルテンサイトを用いた組織強化を行う場合、必須の元素である。Ｃが０．０５％未満では、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、下限値を０．０５％とした。一方、Ｃの含有量を０．２０％以下とする理由は、Ｃが０．２０％を超えると、硬質組織体積率が多くなりすぎてしまい、大部分の硬質組織とフェライトの結晶方位差を９°以下としても、不可避的に存在する上記結晶方位関係を持たない硬質組織の体積率が多くなりすぎてしまい、界面での歪集中やマイクロボイド形成を抑制できず、穴拡げ値が劣位となるためである。
Ｓｉ：０．３〜２．０％
Ｓｉは強化元素であるのに加え、セメンタイトに固溶しない事から、粒界での粗大セメンタイトの形成を抑制する。０．３％未満の添加では、固溶強化による強化が期待できない、あるいは、粒界への粗大セメンタイトの形成が抑制できないことから０．３％以上添加する必要がある。一方で、２．０％を越える添加は、残留オーステナイトを過度に増加せしめ、打ち抜きや切断後の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させる。このことから上限は２．０％とする必要がある。加えて、Ｓｉの酸化物は、溶融亜鉛めっきとの濡れ性が悪いことから、不メッキの原因となる。そこで、溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっては、炉内の酸素ポテンシャルを制御し、鋼板表面へのＳｉ酸化物形成を抑制するなどが必要となる。
【００２４】
Ｍｎ：１．３〜２．６％
Ｍｎは、固溶強化元素であるのと同時に、オーステナイト安定化元素であることから、オーステナイトがパーライトへと変態するのを抑制する。１．３％未満ではパーライト変態の速度が速すぎてしまい、鋼板組織をフェライト及びベイナイトの複合組織とすることが出来ず、５４０ＭＰａ以上のＴＳが確保出来ない。また、穴拡げ性も劣る。このことから、下限値を１．３％以上とする。一方、Ｍｎを多量に添加すると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、その上限を２．６％とした。
Ｐ：０．００１〜０．０３％
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０３％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０３％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Ａｌ：０．１０％未満
Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を０．１％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
【００２５】
Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
Ｏ：０．０００５〜０．００７％
Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。これは、Ｏが０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００７％以下とした。０．０００５％と未満とすることは、製鋼時の脱酸に手間が掛かる等、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ただし、Ｏを０．０００５％未満としたとしても、本発明の効果である５４０ＭＰａ以上のＴＳと優れた延性を確保可能である。
Ｂ：０．０００１〜０．０１０％
Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が０．０１０質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．０１０％とした。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。
【００２６】
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限は１％であるが、０．３％以下がより好ましい。
Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％添加できる。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００１％以上含有することで、脱酸後の酸化物サイズを低下可能であり、穴拡げ性向上に寄与する。
しかしながら、含有量が合計で０．５％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００１〜０．５％とした。なお、ＲＥＭとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
【００２７】
次に、本発明鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
マルテンサイトやベイナイトは、オーステナイトから変態することから、オーステナイトと特定の方位関係を有することが知られている。一方、オーステナイト単相域焼鈍を行い、その後、高温で長時間保持を行った場合、オーステナイト粒界に、特定の方位関係を有するフェライトが形成する場合があることが知られている。しかしながら、高温長時間保持では、これら特定方位関係を有するフェライトの形成は可能なものの、低温になるとフェライトは非常に形成し易くなるため、特定の方位関係を有さないフェライトが数多く形成する。冷却過程では、オーステナイト粒内や、オーステナイトとフェライトの粒界に新たなフェライトが形成する場合があるため、特定の方位関係を有するフェライトとオーステナイト界面の割合が減少してしまう。
連続焼鈍設備や溶融亜鉛めっき設備のような短時間の製造プロセスを考えた場合、長時間の保持が行い難いことから、特定の方位関係を有するフェライトを形成し難いという問題を有していた。この結果、高温長時間の熱処理でフェライトを出す場合には、フェライトとオーステナイト間に特定の方位関係が存在したとしても、体積率で５０％以上となる多量のフェライトを形成させるとその方位関係は失われてしまう。この結果、鋼板組織中に存在するフェライトとオーステナイトから変態し形成される硬質組織（ベイナイトやマルテンサイトなど）の方位関係を制御することは出来なかった。
【００２８】
本発明者等は鋭意検討を加えた結果、オーステナイト単相域からの冷却条件を制御することで、オーステナイトと特定の方位関係を有するフェライトを確保することが可能であり、かつ、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上の滞留を行うことでの、オーステナイトから変態する硬質組織の結晶方位関係を制御することで、主相となるフェライトとの結晶方位差が９°未満となる硬質組織を形成可能なことを見出した。この結果、高強度化には寄与しながらも、延性や穴拡げ性を劣化させない、即ち、５４０ＭＰａ以上の引張最大強度、延性、穴拡げ性を同時に具備する鋼板が製造可能となった。
【００２９】
以下に詳細な製造条件の限定理由に関して述べる。
本発明において熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱延スラブ加熱温度は、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均一な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均一な組織は解消されず、延性や穴拡げ性に劣る。また、本発明に係る鋼板は、焼鈍後に５４０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するため、比較的多量の合金元素を添加していることから、仕上げ圧延時の強度も高くなりがちである。スラブ加熱温度の低下は、仕上げ圧延温度の低下を招き、更なる圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招く懸念があることから、スラブ加熱温度は、１０５０℃以上とする必要がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。
【００３０】
仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上にする必要がある。仕上げ圧延温度がオーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３変態温度以上が望ましい。
なお、Ａｒ３変態温度は合金組成に応じて次の式により計算し、把握することができる。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
【００３１】
一方、仕上げ温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温と使用とした場合、その温度を確保するため、スラブ加熱温度を過度に高温にせねばならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが望ましい。
熱間圧延後の巻き取り温度は６２０℃以下にする必要がある。６２０℃を超えると熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の延性が劣化する。焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させる、更には、第二相を均一分散させ穴拡げ性を向上させる観点からは６００℃以下で巻き取ることがより好ましい。また、６２０℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
【００３２】
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性向上のためには重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
【００３３】
酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインを通板する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。圧下率４５〜６５％がより好ましい範囲である。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
【００３４】
連続焼鈍ラインを通板する場合の焼鈍温度は、Ａｃ３変態温度以上にする必要がある。これは一旦オーステナイト単相組織とし、オーステナイト粒界に、特定方位を有するフェライトを形成させるためである。Ａｃ３変態温度未満であると、オーステナイトと特定方位関係を有さない再結晶フェライトが存在するため、冷却過程においても、これが成長することで、大部分のフェライトが形成される。この結果、オーステナイトとフェライトの方位関係を制御することは難しい。一方、Ａｃ３変態温度を超えて過度に高温焼鈍することは、本発明に係る効果である強度、延性並びに穴拡げ性は発揮されるが、経済性が低下する。このことから、焼鈍温度の上限は、９００℃以下とすることが望ましい。
【００３５】
特定の方位関係を有するフェライトは、高温で保持するほど出易いが、その形成に長時間を要する。一方、低温ほど短時間にてフェライトは出易いが、特定の方位関係を有さない。本発明者等が鋭意検討を進めた結果、６８０〜７４０℃間の滞留時間を８秒以上とすることで、特定の方位関係を有するフェライトを形成可能であることを見出した。
最高加熱温度〜７４０℃での冷却速度は特に限定するものではないが、有限の長さを有する設備を用いる場合、この温度域での冷却速度の低下は、７４０〜６８０℃間の滞留時間の減少を意味する。このことから、最高加熱温度〜７４０℃間の冷却速度は出来るだけ大きくすることが望ましい。
【００３６】
引き続き、７４０〜６８０℃間を８秒以上保持する必要がある。７４０〜６８０℃の温度範囲とする理由は、この温度でオーステナイトと特定の方位関係を有するフェライトの形成が最も速いからである。７４０℃超の温度では、特定の方位関係を有するフェライトを形成可能なものの、長時間を要することになり、有限の長さを有する設備で、十分な量のフェライトを形成させることは出来ない。一方、６８０℃を下回る温度で保持した場合、短時間でフェライト変態は進行するものの、特定の方位関係を有さないものが多く形成する。この結果、３００〜４５０℃の温度範囲にて、３０秒以上の保持を行ったとしても、９°以下の結晶方位差を有する硬質組織の体積率を全硬質組織の体積率の５０％以上とすることが難しい。このことから下限の温度を６８０℃とする。保持時間を８秒以上としたのは、ある特定方位を有するフェライトを体積率５０％以上確保するのに必要なためである。保持時間が、８秒未満となると、体積率５０％以上のフェライト体積率を確保できず、延性に劣る。
【００３７】
また、７４０〜６８０℃での保持とは、等温保持を意味するのでなく、この温度域での滞留時間を意味する。即ち、等温保持に加え、７４０〜６８０℃間での冷却や、一旦、６８０℃まで冷却し７４０℃までの加熱のいずれの方法であっても、７４０〜６８０℃間の滞留時間を８秒以上確保できれば良い。
【００３８】
なお、Ａｃ３変態点は、下記式にて決定される。
Ａｃ３＝９１０−２０３×（Ｃ）１／２＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ＋７００×Ｐ+４００×Ａｌ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ−１５．２×Ｎｉ＋３１．５×Ｍｏ＋４００×Ｔｉ
【００３９】
本発明において、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する必要がある。冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態することから、５４０ＭＰａ以上の強度に必要な量の硬質組織を確保できない。冷却速度を大きくしたとしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。
本発明では、引き続き４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持する必要がある。これは、オーステナイトを、主相であるフェライトとの結晶方位差９°未満のベイナイトへと変態させるためである。４５０℃超の温度域にて保持を行うと、粗大なセメンタイトが粒界に析出するため、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから上限温度を４５０℃とする。一方、保持温度が３００℃未満では、ベイナイト変態がほとんど起こらず、オーステナイトはその後の冷却過程にて、マルテンサイトへと変態することとなる。その結果、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差を９°未満とすることが出来ず、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから、３０秒以上保持する際の３００℃が下限の温度である。
４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒未満の保持では、ベイナイト組織が形成したとしても、その体積率は、十分でなく、残ったオーステナイトが引き続き行われる冷却過程でマルテンサイトへと変態することから、硬質組織の大部分が結晶方位差９°以上となり、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は３０秒以上とする。滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。
【００４０】
前述の如くＡｃ３変態温度を境とする焼鈍条件として、図１に示す如く従来の鋼板では、Ａｃ３変態温度未満に加熱してその温度に保持し、Ａｃ１変態温度を下回るまで徐冷してから冷却するという手法が適用されているが、この方法では上述の如く方位関係を制御できないフェライトが生成されてしまう。これに対し本願発明では、図２に示す如くＡｃ３変態温度以上の温度域まで加熱して所定時間保持し、その後冷却を始め、最高加熱温度〜６３０℃間を平均冷却速度２６℃／秒以下で冷却し、その後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０行以上保持するという、図２の折れ線に示す熱履歴を付加することで方位を制御したフェライトを生成させ、最終的に目的の組織を得ることができる。
なお、この４５０〜３００℃の温度域で滞留させる工程は先の６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する工程に連続して行う必要があり、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却する工程にて３００℃より低い温度まで一旦冷却した後に再度４５０〜３００℃の温度域に加熱する熱処理を施して滞留させても結晶方位差を制御することはできなくなる。
【００４１】
なお、本発明において、保持とは等温保持のみさすのではなく、４５０〜３００℃の温度域で滞留させることを意味する。即ち、一旦、３００℃に冷却した後、４５０℃まで加熱しても良いし、４５０℃に冷却後３００℃まで冷却しても良い。
熱処理後には、表面粗度の制御、板形状制御、あるいは、降伏点伸びの抑制のためには、スキンパス圧延を行うことが望ましい。その際のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。スキンパス圧延率は、０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
【００４２】
冷延後に溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の焼鈍温度も、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、Ａｃ３変態温度以上とする。６８０〜７４０℃での滞留時間も上記と同様の理由で８秒以上にする必要がある。
焼鈍後の冷却に関しても、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、６３０℃と５７０℃間を３℃／秒以上で冷却する必要がある。
めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。ただし、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬温度が（溶融亜鉛めっき浴温度+５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
【００４３】
また、めっき層の合金化を行う場合には、４６０℃以上で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。上限は特に限定しないが、６００℃を超えると、炭化物が形成し硬質組織（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト）体積率を減少させ、５４０ＭＰａ以上の強度確保が難しくなるので、これが実質的な上限である。
めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後のいずれか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持する付加的な熱処理を行う必要がある。熱処理温度の上限を（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃としたのは、この温度以上では、セメンタイトやパーライトの形成が顕著となり、硬質組織の体積率を減じることから、５４０ＭＰａ以上の強度確保が困難となるためである。一方、３００℃未満では、ベイナイト変態の進行が遅すぎてしまい、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差を９°未満とする硬質組織の体積率を十分に確保することが出来ない。このことから熱処理温度の下限は、３００℃以上とする。
保持時間は３０秒以上とする必要がある。保持時間が３０秒未満では、ベイナイト組織が形成したとしても、その体積率は、十分でなく、残ったオーステナイトが引き続き行われる冷却過程でマルテンサイトへと変態することから、硬質組織の大部分が結晶方位差９°以上となり、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は３０秒以上とする。滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。保持時間とは、単に等温保持のみを意味するのではなく、この温度域での滞留を意味し、この温度域での除冷や加熱も含まれる。
また、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度範囲での３０秒以上の付加的な熱処理も、めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で行っても構わない。これは主相であるフェライトとの結晶方位差が９°未満の硬質組織を確保できるのであれば、いずれの条件で付加的な熱処理を行ったとしても、本発明の効果である５４０ＭＰａ以上の強度と、優れた延性並びに穴拡げ性が得られるためである。
【００４４】
熱処理後には、表面粗度の制御、板形状制御、あるいは、降伏点伸びの抑制のためには、スキンパス圧延を行うことが望ましい。その際のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。スキンパス圧延率は、０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
更には、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。また、めっき前の焼鈍の手法によらず、加熱中の露点を−２０℃以上とすることで、めっきの濡れ性やめっきの合金化の際の合金化反応に有利に働く。
【００４５】
なお、本発明鋼板を電気めっきしても鋼板の有する引張強度、延性及び穴拡げ性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。有機皮膜や上層めっきを行ったとしても、本発明の効果は得られる。
また、本発明の成形性と穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
【実施例】
【００４６】
「実施例１」
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２００℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２、３に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷間圧延を行い、冷延板とした。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
「実施例２」
これらの冷延板に表２、３に示す条件で焼鈍熱処理を行い、焼鈍設備により焼鈍を行った。炉内雰囲気は、ＣＯとＨ2を複合した気体を燃焼させ発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する装置を取り付け、露点を−４０℃としたＨ2を１０体積％含むＮ2ガスを導入し、表２、３で示す条件で焼鈍を行った。
【００５０】
また、めっき鋼板に関しては、連続溶融亜鉛めっき設備により焼鈍とめっきを行った。焼鈍条件並びに炉内雰囲気は、めっき性を確保するため、ＣＯとＨ2を複合した気体を燃焼させ発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する装置を取り付け、露点を−１０℃としたＨ2を１０体積％含むＮ2ガスを導入し、表２、３で示す条件で焼鈍を行った。特に、Ｓｉを多く含む鋼番号Ｃ、Ｆ、Ｈにおいて、上記、炉内雰囲気制御を行わないと、不めっきや合金化の遅延を生じ易いことから、Ｓｉ含有量が高い鋼に溶融めっき、及び、合金化処理を行う場合、雰囲気（酸素ポテンシャル）制御を行う必要がある。その後、一部の鋼板については、４８０〜６００℃の温度範囲にて合金化処理を行った。めっき鋼板の溶融亜鉛めっきの目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ2とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
【００５１】
【表３】
【００５２】
「実施例３」
得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張最大応力（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。その結果を表４、表５に示す。
【００５３】
【表４】
【００５４】
【表５】
【００５５】
なお、本鋼板は、フェライトと硬質組織より成る複合組織鋼板であり、降伏点伸びが出現しない場合が多い。このことから、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。ＴＳ×Ｅｌが、１６０００（ＭＰａ×％）以上となるものを強度−延性バランスが良好な高強度鋼板とした。
穴拡げ率（λ）は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２．５％となる条件にて打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、６０°円錐ポンチにて成形し、評価した。各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡げ率とした。ＴＳ×λが、４００００（ＭＰａ×％）以上となるものを、強度−穴拡げ性バランスが良好な高強度鋼板とした。
この良好な強度−延性バランス、並びに、良好な強度−穴拡げ性バランスを同時に具備するものを、穴拡げ性と延性のバランスが優れた高強度鋼板とした。
ミクロ組織の同定にあたっては、上記手法を用いて行い、各組織を同定した。ただし、残留オーステナイトは、その化学的安定性が低い場合、ミクロ組織観察試験片作製時の研磨や、自由表面を出したことによる周りの結晶粒からの粒界拘束の消失により、マルテンサイトへと変態する場合がある。この結果、Ｘ線による測定のように、鋼板内に含まれる残留オーステナイトの体積率を直接測定した場合と、一旦、研磨等により自由表面を出し、表面に存在する残留オーステナイトを測定した場合では、その体積率が異なる場合がある。本発明においては、ＦＥＳＥＭ-ＥＢＳＰ法にて、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位関係を測定する必要があることから、表面を研磨後、ミクロ組織を同定した。
【００５６】
また、隣接するフェライトと硬質組織の方位差は、上述の方法にて測定し、以下のような評点付けを行った。
○：硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合が５０％以上
△：硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合が３０％以上
×：硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合が３０％未満
特に、硬質組織全体に占める結晶方位差が９°以下の硬質組織の割合が５０％以上となると、特に、顕著な穴拡げ率の向上が見られることから、この範囲を本発明の範囲とした。
【００５７】
表４または表５に示す鋼番号Ａ−１、２、５〜９、１１、１２、Ｂ−１〜３、Ｃ−１、４、７、８、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１〜３、Ｇ−１、２、５、６、Ｈ−１、２、Ｉ−１、２、６、７、８、Ｊ−１、Ｋ−１〜３は、鋼板の化学的成分が本発明で規定する範囲内にあり、かつ、製造条件も本発明で規定する範囲内にある。この結果、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°未満となる硬質組織の割合が多くなり、硬質組織による組織強化を行ったとしても、穴拡げ性が劣化しない。
即ち、組織強化による強度−延性バランスの向上を生かしながら、高いレベルでの穴拡げ性の確保が出来る。この結果、５４０ＭＰａ以上の引張最大強度と延性並びに穴拡げ性を極めて高いバランスで有する鋼板が製造可能である。
一方、表４または表５に示す鋼番号Ａ−３〜５、Ａ−１０、１３〜１６、Ｃ−２、３、５、６、９、Ｇ−３、４、７は、製造条件が本発明の範囲を満たさないことから、フェライトと硬質組織の結晶方位差が９°超のものが多く、穴拡げ性の指標となるＴＳ×λ値が、４００００（ＭＰａ×％）未満と低く穴拡げ性に劣る。特に、鋼番号Ａ３、４、Ｃ−６は、７４０℃〜６８０℃間での保持時間が短い試料、Ａ−１６の試料は６３０℃〜５７０℃間の平均冷却速度が遅い試料である。
表４または表５に示す鋼番号Ａ−５、１０、１４、１５、Ｃ−３、Ｇ−３、７、Ｉ−５、１０は、冷延鋼板であれば、３００〜４５０℃の温度範囲での滞留時間が３０秒に満たないことから、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度範囲での滞留時間が３０秒に満たないことから、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差が９°超のものが多く、穴拡げ性の指標となるＴＳ×λ値が、４００００（ＭＰａ×％）未満と低く穴拡げ性に劣る。
【００５８】
表４に示す鋼番号Ａ−１６は、６３０〜５７０℃の温度範囲の冷却速度が遅すぎるため、オーステナイトがパーライトへと変態してしまい５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。また、強度−延性バランスも劣る。
表４に示す鋼番号Ｃ−５は、焼鈍温度が７４０℃と低く、鋼板組織中に、熱延時に形成したパーライト組織や、これが球状化したセメンタイトが残ることから、硬質組織であるベイナイトやマルテンサイトが十分な体積率確保できないため、５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。また、強度−延性バランスも劣る。
表５に示す鋼番号Ｌ−１〜３は、Ｓｉ及びＭｎが、それぞれ０．０１％及び１．１２％と低く、焼鈍後の冷却過程において、パーライト変態を抑制し、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトといった硬質組織を確保することが出来ないため、５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。
表５に示す鋼番号Ｍ−１〜３は、Ｃ含有量が０．０３４％と低く、十分な量の硬質組織を確保できないことから５４０ＭＰａ以上の高強度を確保できない。
表５に示す鋼番号Ｎ−１〜３は、Ｍｎ含有量が３．２％と高く、焼鈍時にフェライト体積率が一旦減ると、冷却過程で、十分な量のフェライトを出すことが出来ない。このことから、著しく強度−延性バランスも劣る。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な引張り最大強度５４０ＭＰａ以上であり、良好な延性と穴拡げ性を同時に具備する極めて成形性の優れた鋼板を安価に提供するものであり、この鋼板は例えば自動車用の構造部材や、補強用部材、足回り用部材などに用いて好適なことから、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【００６０】
【図１】図１はＡｃ３変態温度以下に加熱して焼鈍する場合の一例の熱履歴を示す説明図。
【図２】図２はＡｃ３変態温度以上に加熱して焼鈍する場合の一例の熱履歴を示す説明図。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３〜２．０％、
Ｍｎ：１．３〜２．６％、
Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．１０％未満、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、
前記組成を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６２０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上で焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１または２に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３〜２．０％、
Ｍｎ：１．３〜２．６％、
Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．１０％未満、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、
前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上として焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項６に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項６または７に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項６〜８のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項６〜９のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
質量％で、
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３〜２．０％、
Ｍｎ：１．３〜２．６％、
Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．１０％未満、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、
前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上として焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、必要に応じて４６０〜５４０℃の温度で合金化処理を施し、亜鉛めっき浴に浸漬前、浸漬後、あるいは、合金化処理後の何れか、あるいは、その合計で（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１１に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１１または１２に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１１〜１３のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１５】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１１〜１４のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３〜２．０％、
Ｍｎ：１．３〜２．６％、
Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．１０％未満、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、
前記組成を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６２０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上で焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１または２に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３〜２．０％、
Ｍｎ：１．３〜２．６％、
Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．１０％未満、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、
前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上として焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項６に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項６または７に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項６〜８のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項６〜９のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
質量％で、
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３〜２．０％、
Ｍｎ：１．３〜２．６％、
Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．１０％未満、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が９°未満であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、
前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をＡｃ３変態点以上として焼鈍した後７４０℃まで冷却し、７４０〜６８０℃間で８秒以上保持し、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、必要に応じて４６０〜５４０℃の温度で合金化処理を施し、亜鉛めっき浴に浸漬前、浸漬後、あるいは、合金化処理後の何れか、あるいは、その合計で（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１０％未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１１に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１１または１２に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１１〜１３のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１５】
前記組成として、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項１１〜１４のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２００９−２６３７５２（Ｐ２００９−２６３７５２Ａ）
【公開日】平成２１年１１月１２日（２００９．１１．１２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００８−１１７８１４（Ｐ２００８−１１７８１４）
【出願日】平成２０年４月２８日（２００８．４．２８）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２１年１１月１２日（２００９．１１．１２）
【国際特許分類】
【出願日】平成２０年４月２８日（２００８．４．２８）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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