JP2005133201A - 加工性に優れた高張力鋼板およびその製法 - Google Patents

Abstract

【課題】 強度、全伸び、および伸びフランジ性（穴広げ率）のバランスをさらに高いレベルで満足することのできる技術を確立すること。
【解決手段】 母相組織と第２相組織とを有し、前記母相組織は少なくとも焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイトを構成組織とし、前記第２相組織は残留オーステナイトを構成組織とする鋼板およびその亜鉛めっき品であって、(1)Ｃ：0.10〜0.6質量％、Si：1.0質量％以下、Mn：1.0〜３質量％、Al：0.3〜2.0質量％を満たす鋼からなり、(2)残留オーステナイトの体積率が５〜40％で、(3)鋼中の炭素量（Ｃ：質量％）、残留オーステナイトの体積率（ｆγ_R）および該残留オーステナイト中の炭素濃度（Ｃγ_R）の関係が、下記式（I）の関係を満たす加工性に優れた高張力鋼板およびそのめっき品を開示する。
（ｆγ_R×Ｃγ_R）／Ｃ≧５０……（I）
【選択図】 図１

Description

本発明は加工性（伸びフランジ性および全伸び）に優れた高張力鋼板に関するものであり、ＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）鋼板の改良技術に関するものである。

自動車や産業機械などでプレス成形して使用される鋼板には、優れた強度と加工性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性はますます高度化している。かかる要望に応えるため、近年、ＴＲＩＰ鋼板が注目されている。ＴＲＩＰ鋼板は、オーステナイト組織が残留しており、マルテンサイト変態開始温度（Ｍs点）以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイト（γ_R）がマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びを示す鋼板であり、例えば、ポリゴナルフェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト組織からなるＴＲＩＰ型複合組織鋼（ＰＦ鋼）や、ベイニティックフェライト＋残留オーステナイト＋マルテンサイトからなるＴＲＩＰ型ベイナイト鋼（ＢＦ鋼）が知られている。しかしＰＦ鋼は伸びフランジ性に劣り、ＢＦ鋼は伸びフランジ性には優れるものの伸びが小さいという欠点を有している。

そこで、残留オーステナイトによる優れた強度・伸びバランスを維持しつつ、しかも伸びフランジ性（穴広げ性）等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。例えば特許文献１〜４には、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトなどを母相組織とし、残留オーステナイトを前記第２相組織とする鋼板は、強度、伸び、伸びフランジ性のいずれにも優れていることが紹介されている。これら鋼板は、例えば、熱間圧延後の冷却速度を調整してマルテンサイト組織やベイナイト組織などを導入し、冷間圧延を行った後、フェライト−オーステナイト２相域温度から特定のパターンで冷却して残留オーステナイトを生成させることにより製造されている。
特開２００２−３０９３３４号公報 特開２００２−３０２７３４号公報 特開２００３−７３７７３号公報 特開２００３−１７１７３５号公報

本発明は上記の様な改良技術の一環としてなされたものであり、その目的は、強度、全伸び、および伸びフランジ性（穴広げ率）のバランスを一段と高いレベルで満足することのできる技術を確立することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、第２相組織（残留オーステナイトを含む組織）構造を有する鋼材において、鋼材中のＡｌ含量を相対的に増大したものについては、当該鋼中の炭素量（Ｃ）と、当該鋼組織中に占める残留オーステナイトの体積率（ｆγ_R）、および該残留オーステナイト中の炭素濃度（Ｃγ_R）が所定の関係を満たすものは、強度、全伸び、および伸びフランジ性（穴広げ率）をさらに高いレベルで満足できること、また、こうした鋼中の炭素量（Ｃ）、残留オーステナイトの体積率（ｆγ_R）、および該残留オーステナイト中の炭素濃度（Ｃγ_R）の関係を満たすものは、残留オーステナイトを生成させるための熱処理（２相域加熱など）に先立って行われる冷延時の圧下率を適正に制御すると共に、冷延後に所定温度域で所定時間保持することが極めて効果的であることを見出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明に係る加工性に優れた高張力鋼板は、母相組織と第２相組織とを有しており、前記母相組織は少なくとも焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイトと、必要によりフェライトとを構成組織とし、前記第２相組織は残留オーステナイトを構成組織とするもので、該鋼板は、
（１）Ｃ：０．１０〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：１．０〜３質量％、Ａｌ：０．３〜２．０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、を満たす鋼からなり、
（２）飽和磁化測定法によって求められる残留オーステナイトの体積率が５〜４０面積％（視野全体を１００％とする）であり、且つ
（３）鋼中の炭素量（Ｃ：質量％）、残留オーステナイトの体積率（ｆγ_R）および該残留オーステナイト中の炭素濃度（Ｃγ_R）の関係が、下記式（I）の関係を満たすものであるところに要旨を有している。
（ｆγ_R×Ｃγ_R）／Ｃ≧５０……（I）

上記高張力鋼板は、さらに（ａ）Ｃａ：０．００３質量％以下、ＲＥＭ：０．００３質量％以下などの硫化物の形態制御元素、（ｂ）Ｎｂ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｖ：０．１質量％以下などの析出強化および組織微細化元素、（ｃ）Ｍｏ：２質量％以下、Ｎｉ：１質量％以下、Ｃｕ：１質量％以下、Ｃｒ：２質量％以下などの残留オーステナイト安定化元素などを含有していてもよい。

焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、およびフェライトの好ましい面積率（写真全体の面積を１００％とする）は、光学顕微鏡写真にて測定したとき、例えば下記の通りである。
焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイト：２０〜９０面積％
フェライト：０〜６０面積％
前記残留オーステナイトは、長軸／短軸比が３以上であるラス状残留オーステナイトを、全残留オーステナイトに対して６０面積％以上含むことが望ましい。

本発明の高張力鋼板では、引張強さ（ＴＳ）が７５０〜１０５０ＭＰａである場合でも、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、および穴広げ率（λ）が下記式の関係を満たすものとなる。
ＴＳ×Ｅｌ≧２２，０００、ＴＳ×λ≧２０，０００
［式中、ＴＳは引張強さの測定結果（単位：ＭＰａ）、Ｅｌは全伸びの測定結果（単位：％）、λは穴広げ率の測定結果（単位：％）を示す］

本発明に係る上記高張力鋼板は、裸状態のものの他、保管時や搬送時もしくは使用時における発錆などを抑えて品質劣化を抑えるため、表面に亜鉛めっき、より具体的には溶融亜鉛めっき、更に具体的には、合金化溶融亜鉛めっきにより防錆加工されたものも包含される。

上述したような高張力鋼板は、例えば、Ｃ：０．１０〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下（０質量％を含む）、Ｍｎ：１．０〜３質量％、Ａｌ：０.３〜２．０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、を満たす鋼からなり、マルテンサイト組織またはベイナイト組織が導入された鋼板を、３０％以下の圧下率で冷間圧延し、または冷間圧延を行うことなく、フェライト−オーステナイト２相域温度に加熱した後、４５０〜５５０℃の温度域で１０〜５００秒間保持することによって製造できる。

またこの方法によって、亜鉛めっき、より具体的には合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際は、上記２相域温度域での加熱乃至４５０〜５５０℃の温度域での保持を経た後にめっき処理や合金化熱処理を行う方法はもとより、それら２相域温度域での加熱乃至４５０〜５５０℃の温度域での保持を含めて、その間に溶融亜鉛めっき、更には該めっき層の合金化熱処理を行うことも可能であり、それにより、亜鉛めっき鋼板、あるいは更にその合金化熱処理鋼板を効率よく得ることができる。

本発明には上記高張力鋼板やその亜鉛めっき鋼板、更にはその合金化熱処理鋼板を加工することによって得られる各種の鋼部品も、技術的範囲に包含される。

本発明によれば、強度、全伸び、および伸びフランジ性（穴広げ率）をさらに高いレベルで満足できる第２相組織（残留オーステナイトを含む組織）鋼板および亜鉛めっき鋼板を提供できる。

［組織］
本発明の鋼板は、組織と成分によって特徴づけられる。まず本発明を特徴づける組織について説明する。

本発明に係る鋼板の光学顕微鏡によって観察される金属組織は、母相組織と該母相組織に対し島状に分散する第２相組織を有している。光学顕微鏡写真によると母相組織は灰色を呈しており、少なくとも焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織で構成されている。また、これら焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織に加えて、フェライト組織が含まれることもある。一方、第２相組織（島状組織）は、光学顕微鏡写真では白色を呈しており、残留オーステナイトで構成されている。なおセメンタイトで構成される黒色部分も観察されることがあり、該黒色部分も島状に分散している点で第２相組織に含まれる。

本発明の鋼板が上記のような組織となっていることは、強度、全伸び、および伸びフランジ性（穴広げ率）を高いレベルでバランスさせる上で重要なポイントとなる。即ち焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトは、結晶粒がラス状で硬度は高いが、通常のマルテンサイト組織やベイナイト組織に比べると転位密度が少なく軟質である点に特徴があり、これら“焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイト”と“マルテンサイト組織およびベイナイト組織”は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別できる。「焼戻しマルテンサイト」および「焼戻しベイナイト」が母相として存在していることは、全伸びと伸びフランジ性の両方を高める上で重要な要素となる。

なお上述した如く前記母相組織には、前記焼戻しマルテンサイトや焼戻しベイナイトに加えてフェライトが含まれていてもよい。このフェライトは、正確にはポリゴナルフェライト、即ち転位密度の少ないフェライトである。フェライトを含ませると、伸びフランジ性をさらに高めることができる。例えば、光学顕微鏡写真、ＴＥＭ写真、硬度測定で組織の面積率を測定したとき（組織の区別はＴＥＭ観察、硬度測定などによって可能である）、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、およびフェライトの面積率（写真全体の面積を１００％とする）を下記の通りとすることが目安となる。
焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイト：２０面積％以上（例えば２５面積％以上、または３０面積％以上）、９０面積％以下（例えば６５面積％以下、または５０面積％以下）
フェライト：０面積％以上（例えば１０面積％以上、または１５面積％以上）、６０面積％以下（例えば５０面積％以下、または４０面積％以下）

残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果を発揮するための本質的な組織であり、全伸びの向上に有用である。残留オーステナイトの量は、飽和磁化測定法によって測定することができ、全体を１００％としたとき、５体積％以上（好ましくは８体積％以上、さらに好ましくは１０体積％以上）であることが望ましい。しかし残留オーステナイトが多くなり過ぎると、伸びフランジ性（穴広げ率）が劣化傾向となるので、残留オーステナイトは４０体積％以下（好ましくは３０体積％以下、さらに好ましくは２０体積％以下）が望ましい。

なお、従来のＴＲＩＰ鋼板では、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位の残留オーステナイトが存在しているのに対し、本発明では、同一パケット内のブロック境界に沿って略同一方位を有する残留オーステナイトが存在しているという特徴も有している。

なお母相および第２相は、実質的に上述したような組織で形成されているのが望ましいが、製造工程で不可避的に残存する他の組織（パーライト、母相が焼戻しマルテンサイト組織である場合における焼戻しベイナイト組織、母相が焼戻しベイナイト組織である場合における焼戻しマルテンサイト組織など）や析出物の混入を排除するものではない。

本発明の鋼板では、前記残留オーステナイトはラス状（針状）の形態を有しているのが望ましい。ラス状の残留オーステナイトを有するＴＲＩＰ鋼板は、球状の残留オーステナイトを有するＴＲＩＰ鋼板に対して同等のＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果を有しているのみならず、更に顕著な伸びフランジ性向上効果も認められるからである。長軸／短軸比が３以上であるラス状残留オーステナイトは、全残留オーステナイトに対して、例えば６０面積％以上、好ましくは６５面積％以上、さらに好ましくは７０面積％以上であることが望ましい。

［成分］
次に、本発明鋼板の化学成分について説明する。以下、化学成分の単位は全て質量％を意味する。

Ｃ：０．１０〜０．６％
Ｃは高強度を確保し、且つ残留オーステナイトを確保するために必須の元素である。詳細には、オーステナイト相中に十分なＣを固溶させ、室温でも所望のオーステナイト相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用である。Ｃ量は０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。しかしＣが過剰になると、その効果が飽和するのみならず、鋳造段階で中心偏析による欠陥を生じ易くなるので、Ｃ量は０．６％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下とする。なおＣ量が０．３％を超えると溶接性が低下傾向を示すので、溶接性も考慮するならば、Ｃ量は０．３％以下、好ましくは０．２８％以下、さらに好ましくは０．２５％以下とすることが推奨される。

Ｓｉ：１．０％以下（０％を含む）
Ｓｉは、固溶強化元素としても有用である他、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを抑えるのに有効な元素であるが、多過ぎると、表面処理性（リン酸処理性や亜鉛めっき性など）を劣化させる他、加工性（伸びフランジ性および全伸び）にも悪影響を及ぼすので、多くとも１．０％以下、より好ましくは０．８％以下に抑えることが望ましい。

Ａｌ：０．３〜２．０％
Ａｌは、特に残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを抑えるのに有効な元素であり、０．３％以上、より好ましくは０．５％以上含有させる。但し、多過ぎると熱間脆化を起こし易くなるので、２．０％以下、より好ましくは１．８％以下とする。前掲の特許文献を含めて従来のＴＲＩＰ鋼板の殆どは、Ａｌ含量が０．１％以下であり、本願発明者らが知る限り実施例レベルでＡｌ含量を積極的に０．３％以上に高めたＴＲＩＰ鋼板は存在しない。これは、Ａｌが加工性や熱間脆性に悪影響を及ぼす酸化物系介在物源になると考えられていたためと思われる。ところが本発明者らの研究によると、追って詳述する如くＡｌ含有率を０．３〜２．０％レベルにまで高めた鋼材は、その他の成分組成や組織制御などとも相俟って、高強度を維持しつつ全伸びや伸びフランジ性においても高い値を示すＴＲＩＰ鋼板を与えることが明らかにされた。

Ｍｎ：１．０〜３％
Ｍｎはオーステナイトを安定化し、所定量以上の残留オーステナイトを確保するのに有効な元素である。従ってＭｎは１．０％以上、好ましくは１．２％以上、さらに好ましくは１．３％以上とする。一方、Ｍｎが過剰になると鋳片割れの原因になるので、３％以下、好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下とする。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、所望の残留オーステナイトを確保するのに有効な元素であり、その効果は０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上とすることで有効に発揮される。しかし、Ｐが過剰になると二次加工性が劣化するので、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下に制限すべきである。

Ｓ：０．０３％以下
ＳはＭｎＳなど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有害な元素であり、極力低減するのが望ましい。従ってＳは０．０３％以下、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下とする。

本発明の鋼板は上記成分に加えて、下記の成分を含有していてもよい。

Ｃａ：０．００３％以下およびＲＥＭ：０．００３％以下から選択される少なくとも１種
これらＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも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。希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイドなどが挙げられる。上記作用を有効に発揮させるには、それぞれ、０．０００３％以上（特に０．０００５％以上）含有させることが推奨される。但し過剰に添加しても効果が飽和し不経済となるので、それぞれ、０．００３％以下（特に０．００２％以下）に抑えるのがよい。

Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、およびＶ：０．１％以下から選択される少なくとも１種
これらＮｂ、ＴｉおよびＶは、析出強化および組織微細化効果を有しており、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、それぞれ、０．０１％以上（特に０．０２％以上）含有させることが推奨される。但し過剰に添加しても効果が飽和し経済性が低下するため、それぞれ、０．１％以下（好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下）とする。

Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、およびＣｒ：２％以下から選択される少なくとも１種
これらＭｏ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣｒは、鋼の強化元素として有用であると共に、残留オーステナイトを安定化するのに有効な同効元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、各々０．０５％以上（特に０．１％以上）含有させるのがよい。但し、過剰に添加しても効果が飽和し不経済となるので、ＭｏおよびＣｒはそれぞれ２％以下（好ましくは１％以下、より好ましくは０．８％以下）、ＮｉおよびＣｕはそれぞれ１％以下（好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下）とする。

本発明鋼板の残部成分はＦｅおよび不可避的不純物であるが、上述した組織的特徴を満たす限り、さらに他の元素を含有していてもよい。

本発明の鋼板は、上述した様に特定の成分と特定の組織で構成されているが、更に他の特徴的要素として、鋼中の炭素量（Ｃ：質量％）と、前記残留オーステナイトの体積率（ｆγ_R）および該残留オーステナイト中の炭素濃度（Ｃγ_R）の関係が、下記式（I）の関係を満たすものであることが、強度、全伸び、および伸びフランジ性（穴広げ率）のバランスを一段と高いレベルに向上させるうえで重要となる。
（ｆγ_R×Ｃγ_R）／Ｃ≧５０……（I）

上記（I）式の値が５０未満では、強度は高い値を示すものの、後述する実施例によっても確認できる様に全伸びや伸びフランジ性が低下し、本発明の目的にそぐわなくなる。該（I）式のより好ましい値は５５以上である。

ちなみに、ｆγ_Rは残留オーステナイトの量を示し、Ｃγ_Rは該残留オーステナイトの安定性を示す指標であり、（ｆγ_R×Ｃγ_R）の値が高ければ高いほど、より安定な残留オーステナイトがより多く存在し、塑性誘起変態（ＴＲＩＰ）効果が有効に発揮される。よって、この値がＣに対して相対的に大きくて式（I）の値が大きい（５０以上）ということは、全伸びや伸びフランジ性を高める重要な要素になっているものと考えている。

本発明の鋼板は、上述した如く特定の組織と特定の成分を満たし、且つ上記（I）式の値で５０以上を確保することで、強度、全伸び、および伸びフランジ性（穴広げ率）が極めて高レベルでバランスしたものとなる。そして上記要素を満たす本発明の鋼板は、引張強さを７５０〜１０５０ＭＰａ（すなわち７８０ＭＰａ級程度〜９８０ＭＰａ級程度）としても、優れた全伸びと伸びフランジ性（穴広げ率）を兼備し、例えば、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、および穴広げ率（λ）が下記式の関係を満たすことも可能となる。
ＴＳ×Ｅｌ≧２２，０００、ＴＳ×λ≧２０，０００
［式中、ＴＳは引張強さの測定結果（単位：ＭＰａ）、Ｅｌは全伸びの測定結果（単位：％）、λは穴広げ率の測定結果（単位：％）を示す］

本発明の上記規定要件を満たす鋼板は、その適正な成分組成と金属組織により安定して優れた加工性を示すもので、その特性は裸ままの鋼板として有効に発揮されることは勿論のこと、その後に、たとえばリン酸塩処理などを施した表面処理鋼板として、あるいは、例えば溶融亜鉛めっき等のめっき処理、更には合金化熱処理などを施しためっき鋼板としてもその特徴を遺憾なく発揮する。

［製造方法］
上述した本発明のＴＲＩＰ鋼板は、マルテンサイト組織（焼き戻されていないマルテンサイト組織；焼入れマルテンサイト組織）またはベイナイト組織（焼き戻されていないベイナイト組織）が導入された鋼板（成分組成はＴＲＩＰ鋼板と共通する）を、３０％以下の圧下率で冷間圧延し、または冷間圧延を行うことなく、フェライト−オーステナイト２相域温度で均熱した後、４５０〜５５０℃の温度域で１０〜５００秒間保持することによって製造できる。

マルテンサイト組織またはベイナイト組織が導入された鋼板（マルテンサイト−フェライト組織、ベイナイト−フェライト組織となっているものも含む）を２相域に均熱し、その後に所定温度域で所定時間保持すると、母相（焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトなど）とは異なる第２相（残留オーステナイトを含む相）を生成させることができる。そしてこの熱処理に先立って適切な条件で冷間圧延をしておくと、熱処理時に適正な第２相（残留オーステナイトを含む相）を形成させることができ、ひいては、全伸びや伸びフランジ性（穴広げ率）を著しく向上させることができる。このときの圧下率は、具体的には０％以上（好ましくは５％以上、さらに好ましくは１０％以上）、３０％以下（好ましくは２５％以下、さらに好ましくは２０％以下）程度に設定するのがよい。

ところで前記圧下は、ラス状残留オーステナイトの増大にも寄与し、圧下率が小さいほどラス状残留オーステナイトは増大する。本発明では、上記の様に圧下率を規定している為、圧下率を大きく変動させてラス状オーステナイト量をドラスティックに変動させることは困難であるが、ラス状残留オーステナイトを増大させたい場合には当該範囲の中から低めの圧下率を選択してもよく、場合によっては冷間圧延を省略することも可能である。

なおマルテンサイト組織やベイナイト組織が導入された鋼板は、常法に従って得ることができる。すなわち、オーステナイト領域に加熱した鋼板をＭs点以下の温度まで急冷すればマルテンサイト組織を導入することができるし、Ｍs点以上Ｂs点以下の温度まで急冷した後で恒温変態させればベイナイト組織を導入することができる。またフェライト組織は、連続冷却変態曲線（ＣＣＴ曲線）におけるフェライト変態領域を通過するように冷却パターンを設定することで導入できる。なおパーライト組織は本発明にとって望ましくないため、パーライト変態領域を避けるように、冷却パターンを設定することが望まれる。

ところでマルテンサイト組織やベイナイト組織の生成を目的とする場合には、所定温度まで単調に急冷する方法が簡便であるが、フェライト組織も生成させる場合は、単調冷却でフェライト組織を安定に導入することが困難であるため、冷却速度を複数回に分けて設定する多段冷却法を採用するのがよく、特にオーステナイト−フェライト２相域温度で保持した後、再度冷却を開始する方法が推奨される。上記いずれの冷却パターンを採用する場合でも、冷却速度は、例えば１０℃／秒以上（好ましくは２０℃／秒以上）とすることが推奨される。

実操業を考慮すると、マルテンサイト組織やベイナイト組織の導入は、熱間圧延後の冷却過程で行うのが効率的である。この場合、熱間仕上げ温度（ＦＤＴ）を（Ａ_r3−５０）℃程度とし、上述した種々の冷却パターンで冷却した後、Ｍs点以下の温度（マルテンサイト組織を導入する場合）、またはＭs点以上Ｂs点以下の温度（ベイナイト組織を導入する場合）で巻き取ることが推奨される。なお熱間圧延の開始温度（ＳＲＴ）は、前記仕上げ温度を維持可能な範囲から選択でき、例えば、１０００〜１３００℃程度である。

冷間圧延後の熱処理法をさらに詳細に説明すると、以下の通りである。

フェライト−オーステナイト２相域温度（Ａ₁点以上Ａ₃点以下）に加熱するのは、マルテンサイト組織およびベイナイト組織を残しながら、オーステナイト組織を生成させるためである。当該２相域温度の加熱時間は、目的とするＴＲＩＰ鋼板における焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、および残留オーステナイトそれぞれの設定量に応じて適宜選択でき、加熱温度や後の冷却速度などによっても異なってくるため一律に規定することは困難であるが、例えば１０秒以上（好ましくは２０秒以上、さらに好ましくは３０秒以上）、６００秒以下（好ましくは５００秒以下、さらに好ましくは４００秒以下）の範囲から選択できる。加熱時間が短か過ぎると残留オーステナイト組織が不足し、加熱時間が長すぎると、焼戻しマルテンサイト組織、焼戻しベイナイト組織が不足する（または焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの特徴であるラス状組織が損なわれる）と共に、残留オーステナイト組織が粗大化したり、分解して炭化物になり易くなる。

２相域温度から急冷するのは、フェライト変態、パーライト変態、およびベイナイト変態を避けるためであり、具体的にはＣＣＴ曲線におけるＦs線、Ｐs線、Ｂs線などを避けることができる程度の速さ（例えば３℃／秒以上、好ましくは５℃／秒以上程度の速さ）で冷却する。

その後、４５０℃以上（好ましくは４７０℃以上）５５０℃以下（好ましくは５３０℃以下）の温度まで冷却し、当該温度域で保持するのは、オーステナイト相のＭs点を下げることによって残留オーステナイト量を確保するためである。当該温度域での保持時間は、前記２相域温度で生成したオーステナイト量と、目的とするＴＲＩＰ鋼板における残留オーステナイトの設定量に応じて適宜設定されるが、少なくとも１０秒以上（好ましくは５０秒以上）を確保すべきである。ただし、保持時間が長過ぎるとベイナイト変態が進行し、残留オーステナイト量が減少するので、５００秒以下、より好ましくは２００秒以下に抑えるべきである。

実操業を考慮すると、冷間圧延後の上記熱処理は、連続焼鈍設備を用いて行うのが簡便である。また冷間圧延板に亜鉛めっき、例えば溶融亜鉛めっきを施す場合には、前述した適正条件下で熱処理などを行った後で溶融亜鉛めっきを行い、更にその後に合金化熱処理を行うことも可能であるが、更に、亜鉛めっき条件あるいはその合金化熱処理条件の一部が上記熱処理条件を満足するように設定し、該めっき工程で上記熱処理を行うことも可能である。

かくして得られる本発明の鋼板およびその溶融亜鉛めっき品は、強度に優れているだけでなく、全伸びおよび伸びフランジ性にも優れているため、容易に加工できる。そのため高強度の鋼部品を提供することができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

実験例１
下記表１に記載の成分組成の供試鋼（表中の単位は質量％）を真空溶製し、厚さ２０〜３０ｍｍの実験用スラブとした後、図１に示す熱間圧延−１段階（単調）冷却パターン、または図２に示す熱間圧延−２段階冷却パターンによって板厚２．５ｍｍの熱延板とし、さらに冷間圧延して板厚２．０ｍｍの冷延板を製造した。この冷延板をフェライト−オーステナイト２相域温度（８３０℃）に加熱して１２０秒間保持して均熱し、所定温度まで急冷して所定時間保持する熱処理を行ってＴＲＩＰ鋼板を製造した。なお上記図１および図２中の記号の意味は、次の通りである。
ＳＲＴ：熱間圧延加熱温度
ＦＤＴ：熱間圧延仕上げ温度
ＣＲ１：第１段目の冷却速度
ＣＴＮ：第１段目の冷却後の保持温度
ＣＲ２：第２段目の冷却速度
ＣＴ：巻取り温度
上記熱間圧延−１段階または２段階冷却の条件、熱間圧延板の組織、冷間圧延の圧下率、均熱温度、保持温度と保持時間を下記表２，４，６に示す。また得られたＴＲＩＰ鋼板の組織、前記式（I）の値、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、伸びフランジ性（穴広げ率：λ）、およびリン酸処理性を下記表３，５，７に示す。

また、下記表２〜７のデータの中から、Ａｌ含有率の異なる幾つかのサンプルについて、熱間圧延および冷間圧延を行ってから均熱した後の保持温度と保持時間が前記式（I）の値に与える影響を図３，４に、また、同じく均熱後の保持温度と保持時間が残留オーステナイト量に与える影響を図５，６に示した。

なお上記表２〜７に示す熱間圧延板およびＴＲＩＰ鋼板の組織は、以下のようにして調べた。すなわち鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ；倍率１５０００倍）観察により組織を同定した後、光学顕微鏡写真（倍率１，０００倍）に基づいて焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、およびフェライトそれぞれの面積率を算出した。またラス状残留オーステナイト（長軸／短軸比３以上の残留オーステナイト）の全残留オーステナイトに対する割合も、前記該光学顕微鏡写真に基づいて測定した。一方、残留オーステナイトの体積率は飽和磁化測定［特開２００３−９０８２５号公報、および「Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報」Ｖｏｌ．５２，Ｎｏ．３（Ｄｅｃ．２００２）参照］により、また残留オーステナイト中のＣ濃度は、鋼板を１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線マイクロアナライザー（ＸＭＡ）によって測定した（ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３，１９９３，Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。

引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）は、ＪＩＳ５号試験片を用いて測定し、伸びフランジ性は、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの試験片を作製し、中央に直径１０ｍｍの穴をパンチ打ち抜き加工した後、６０°円錐パンチによってばり上で穴広げ加工し、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定することによって評価した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。

また、リン酸処理性および亜鉛めっき中のＦｅ濃度は次の方法で求めた。

［リン酸処理性］
４３℃のリン酸塩処理液（日本パーカライジング社製商品名「ＬＢ−Ｌ３０２０」）に、各供試鋼板を２分間浸漬してから引き揚げて乾燥した後、表面をＳＥＭ（倍率；２０００倍）観察し、リン酸塩結晶の付着状況を調べる。また、リン酸塩処理の施された供試鋼板を、［重クロム酸アンモニウム２０ｇ＋アンモニア水４９０ｇ＋水４９０ｇ］の溶液に室温で１５分間浸漬した後、引き揚げて乾燥し、浸漬前後の重量差からリン酸塩の付着量を求める。上記の試験結果から、下記の基準でリン酸塩処理性を３段階評価する。
◎：表面全域にリン酸塩結晶が隙間なく付着しており、リン酸塩付着量が４ｇ／ｍ²以上である、
○：表面のほぼ全域にリン酸塩結晶が隙間なく付着しており、リン酸塩付着量が３ｇ／ｍ²以上４ｇ／ｍ²未満である、
×：表面の一部にリン酸塩結晶が付着していない部分が観察され、リン酸塩付着量が３ｇ／ｍ²未満である。

［合金化亜鉛めっき性］
各供試鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬した後、５５０℃で６０秒の処理を施す。得られた合金化亜鉛めっき鋼板のめっき層を塩酸で溶解し、ＩＣＰにより溶液中のＺｎとＦｅ含量を定量分析することにより、合金化亜鉛めっき中のＦｅ濃度を求める。Ｆｅ濃度が８〜１３％の範囲であるものは正常であり、合金化が十分に進んでいる（良好）と判断し、８％未満であるものは不良と判断する。

図３から明らかなように、Ａｌ含量が０．０３質量％である従来タイプの鋼板では、均熱後の保持温度が高くなるにつれて、前記式（I）から求められる値はほぼ一次直線的に小さくなるが、本発明で規定する如くＡｌ含量が０．３質量％を超える鋼材では、保持温度が４５０〜５５０℃の領域で式（I）の値がピークを示す特異な傾向を示す。また図４からは、保持時間が１０〜５００秒の間で式（I）の値はピークを示している。そして、この様に式（I）の値として高い値が得られる保持温度と保持時間を採用したものでは、強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、穴広げ率（λ）において高レベルで安定した値を有していることを確認できる。

上記図３，４によって確認される傾向は、図５，６に示す残留オーステナイト量と保持温度および保持時間との関係においてもほぼ同様であり、Ａｌ含量が相対的に多い鋼材を使用する本発明においては、上記保持温度を４５０〜５５０℃、保持時間を１０〜５００秒に設定することで、残留オーステナイト量で５体積％以上を確保できることが分る。

実験例２
下記表８に記載の成分組成の供試鋼（表中の単位は質量％）を真空溶製し、厚さ２０〜３０ｍｍの実験用スラブとした後、前記図１に示す熱間圧延−１段階（単調）冷却パターンによって板厚２．５ｍｍの熱延板とし、更に冷間圧延して板厚２．０ｍｍの冷延板を製造した。この冷延板を、９３０℃で１２０秒間均熱処理した後、図７に示すパターンで冷却、等温保持、空冷の連続焼鈍を行なうことにより、冷延鋼板を得る。

次いで、各冷延鋼板を、同図７に示す如く８４０℃に８０秒間保持してから４６０℃の溶融亜鉛浴に１５秒間浸漬走行させた後、所定の合金化処理温度（Ｔ₀）で所定時間保持することによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る。該一連の処理条件を表９，１０に示す。

得られた各亜鉛めっき鋼板について、上記実験例１と同様にして金属組織観察を行ない、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）、焼戻しベイナイト（ＴＢ）、フィエライト（Ｆ）の面積率を求めると共に、同様の方法でラス状残留オーステナイトの全残留オーステナイトに対する割合を測定し、更に残留オーステナイトの体積率や残留オーステナイト中のＣ濃度を測定した。結果を表１１に一括して示す。

上記で得た各亜鉛めっき鋼板について、前記と同様の方法で引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）、伸びフランジ性（λ）を測定し、更に上記と同様にしてリン酸処理性および亜鉛めっき中のＦｅ濃度を求めた。それらの結果を表１２に一括して示す。

図８，９，１０は、上記表７〜１１に示した結果から、各合金化亜鉛めっき鋼板の機械的特性［引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）および穴広げ率（λ）］に及ぼす合金化熱処理温度の関係（図８）、合金化熱処理時間と同じく機械的特性の関係（図９）、合金化熱処理温度と残留γ特性の関係（図１０）を整理して示したグラフである。

これらの図から次の様に考えることができる。即ち、溶融亜鉛めっき処理前の冷延鋼板の母相組織がフェライト−パーライトであるものと、同母相組織が焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイトであるものを比較すると、前者よりも後者の方が、好ましい合金化熱処理温度や合金化処理時間を採用することにより、強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、穴広げ率（λ）において相対的にバランスの取れた特性を発揮することが分かる（図８，９）。また残留γ特性においても、溶融亜鉛めっき処理前の冷延鋼板の母相組織がフェライト−パーライトであるものと、同母相組織が焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイトであるものを比較すると、前者の組織を有するものでは、好ましい合金化熱処理温度を採用することで残留γ特性においても良好なものが得られることが分かる。

実施例で採用した熱間圧延・冷却工程の一例を示す図である。 実施例で採用した他の熱間圧延・冷却工程を示す図である。 図３は、均熱後の保持温度が、前記式（I）の値に与える影響を示すグラフである。 均熱後の保持時間が、前記式（I）の値に与える影響を示すグラフである。 均熱後の保持温度が、得られる鋼板の残留オーステナイト量に与える影響を示すグラフである。 均熱後の保持時間が、得られる鋼板の残留オーステナイト量に与える影響を示すグラフである。 実験例２で採用した連続焼鈍条件と連続溶融亜鉛めっき処理条件を示すパターン図である。 溶融亜鉛めっきの合金化温度がめっき鋼板の機械的特性に与える影響を示すグラフである。 溶融亜鉛めっきの合金化時間がめっき鋼板の機械的特性に与える影響を示すグラフである。 溶融亜鉛めっきの合金化温度がめっき鋼板の残留γ特性に与える影響を示すグラフである。

Claims (13)

1. 母相組織と第２相組織とを有し、前記母相組織は少なくとも焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイトを構成組織とし、前記第２相組織は残留オーステナイトを構成組織とする鋼板であって、
   （１）該鋼板はＣ：０．１０〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：１．０〜３質量％、Ａｌ：０．３〜２．０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、を満たす鋼からなり、
   （２）飽和磁化測定法によって求められる残留オーステナイトの体積率が５〜４０％であり、
   （３）鋼中の炭素量（Ｃ：質量％）、残留オーステナイトの体積率（ｆγ_R）および該残留オーステナイト中の炭素濃度（Ｃγ_R）の関係が、下記式（I）の関係を満たすものであることを特徴とする加工性に優れた高張力鋼板。
   （ｆγ_R×Ｃγ_R）／Ｃ≧５０……（I）
2. さらにＣａ：０．００３質量％以下および／またはＲＥＭ：０．００３質量％以下を含有する請求項１に記載の高張力鋼板。
3. さらにＮｂ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、およびＶ：０．１質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の高張力鋼板。
4. さらにＭｏ：２質量％以下、Ｎｉ：１質量％以下、Ｃｕ：１質量％以下、およびＣｒ：２質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高張力鋼板。
5. 前記母相組織は前記焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトに加えてフェライトを含んでいてもよく、光学顕微鏡写真で組織の面積率を測定したとき、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、およびフェライトの面積率（写真全体の面積を１００％とする）が、下記の通りである請求項１〜４のいずれかに記載の高張力鋼板。
   焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイト：２０〜９０面積％
   フェライト：０〜６０面積％
6. 前記残留オーステナイトは、長軸／短軸比が３以上であるラス状残留オーステナイトを、全残留オーステナイトに対して６０面積％以上含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の高張力鋼板。
7. 表面に亜鉛めっきが施されたものである請求項１〜６のいずれかに記載の高張力鋼板。
8. 前記亜鉛めっきが溶融亜鉛めっきである請求項７に記載の高張力鋼板。
9. 前記亜鉛めっきが更に合金化熱処理されている請求項８に記載の高張力鋼板。
10. Ｃ：０．１０〜０．６質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：１．０〜３質量％、Ａｌ：０.３〜２．０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、を満たす鋼からなり、マルテンサイト組織またはベイナイト組織が導入された鋼板を、３０％以下の圧下率で冷間圧延し、または冷間圧延を行うことなく、フェライト−オーステナイト２相域温度に加熱した後、４５０〜５５０℃の温度域で１０〜５００秒間保持することを特徴とする加工性に優れた高張力鋼板の製法。
11. 更に溶融亜鉛めっき処理を行い、あるいは更に合金化熱処理を行って亜鉛めっき鋼板を製造する請求項１０に記載の製法。
12. 前記２相域温度での加熱及び／又は４５０〜５５０℃の温度域での保持を含めて、溶融亜鉛めっき処理、あるいは更に合金化熱処理を行って亜鉛めっき鋼板を製造する請求項１０に記載の製法。
13. 請求項１〜９のいずれかに記載の高張力鋼板を加工することによって得られる鋼部品。

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