JP2008007854A - 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】ベイニティック・フェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼板であって、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．８〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｐ：０．１％未満（０％を含まない）、Ｓ：０．００２％未満（０％を含まない）を含有し、残部：鉄および不可避不純物を満足するとともに、組織は、少なくとも、ベイニティック・フェライトと残留オーステナイトとを含み、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：７０％以上、残留オーステナイト：２〜２０％、ポリゴナル・フェライト及び／又は準ポリゴナル・フェライト：１５％以下（０％を含まない）を満足し、且つ、前記残留オーステナイト中に占める平均粒径５μｍ以下の残留オーステナイトの割合は６０％以上である高強度鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板に関し、詳細には、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、且つ、ＴＳ（ＭＰａ）と伸びフランジ性［λ（％)］との積［ＴＳ×λ（ＭＰａ・％）］が５００００以上と、引張強度と伸びフランジ性とのバランスに優れた高強度鋼板に関するものである。本発明の高強度鋼板は、例えば、自動車、電機、機械等の産業分野で汎用され、特に、高強度鋼の適用が拡大している自動車部品に好適に用いられる。具体的には、例えば、フロントやリア部のサイドメンバやクラッシュボックスなどの衝突部品をはじめ、センターピラーレインフォースなどのピラー類、ルーフレールレインフォース、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品に使用される。

自動車、電機、機械等の分野において使用される鋼板は、優れた強度と延性とを兼ね備えていることが要求されており、この様なニーズに応える鋼板として、ＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）鋼板が注目されている。ＴＲＩＰ鋼板は、オーステナイト（γ）組織が残留した残留オーステナイト（残留γ）を含んでおり、ＴＲＩＰ鋼板を加工変形すると、応力によって残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態し、γによる優れた伸びとマルテンサイトによる高い強度とが得られる。ＴＲＩＰ鋼板は、母相の種類によって、ポリゴナル・フェライトを母相とするＴＲＩＰ型複合組織鋼（以下、ＴＤＰ鋼と呼ぶ。）、焼戻マルテンサイトを母相とするＴＲＩＰ型焼戻マルテンサイト鋼（以下、ＴＡＭ鋼と呼ぶ。）、ベイニティック・フェライトを母相とするＴＲＩＰ型ベイナイト鋼（以下、ＴＢＦ鋼と呼ぶ。）等に分類される。

このうちＴＢＦ鋼は、硬質のベイナイト組織によって高強度が得られ易く、伸び特性も高いといった特徴を有しているが、伸びフランジ性（穴拡げ性、局部的な延性）に劣るという問題がある。

上記問題を解決するため、例えば、特許文献１および２には、残留γの比率をできるだけ抑制することにより、ＴＢＦ鋼の穴拡げ性（伸びフランジ性と同義）や耐水素脆性を改善する技術が提案されている。これは、「第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用すると、穴拡げ性が著しく低下する」という従来の認識に鑑み、なされたものである。
特開２００４−３２３９５１号公報（特許請求の範囲、段落[００１０]など） 特開２００４−３３２１００号公報（特許請求の範囲、段落[０００７]など）

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、ベイニティック・フェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼板において、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明に係る伸びフランジ性に優れた高強度鋼板は、鋼中成分が、Ｃ：０．１０〜０．２０％（質量％の意味、以下、同じ）、Ｓｉ：０．８〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｐ：０．１％未満（０％を含まない）、Ｓ：０．００２％未満（０％を含まない）を含有し、残部：鉄および不可避不純物を満足し、組織は、少なくとも、ベイニティック・フェライトと残留オーステナイトとを含み、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：７０％以上、残留オーステナイト：２〜２０％、ポリゴナル・フェライト及び／又は準ポリゴナル・フェライト：１５％以下（０％を含まない）を満足し、且つ、前記残留オーステナイト中に占める平均粒径５μｍ以下の残留オーステナイトの割合は６０％以上であることに要旨が存在する。

好ましい実施形態において、更に、Ｃａを０．００２％以下（０％を含まない）含有している。

本発明は、上記のように構成されているため、９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の鋼板を用いれば、高強度が求められる自動車部品その他の産業機械部品等の成形加工を良好に行うことができる。

本発明者は、ベイニティック・フェライト（ＢＦ）組織を母相とするＴＲＩＰ鋼板について、主に、伸びフランジ性を高めるため、鋭意検討してきた。その結果、残留オーステナイト（残留γ）を平均粒径が５μｍ以下の微細な形状とすれば、伸びフランジ性（λ）が飛躍的に上昇すること、そのためには、特に、連続焼鈍工程における焼戻温度を従来よりも低目に制御してから溶融Ｚｎめっき工程を行えば良いことを突き止め、本発明に想到した。

図１を参照しながら、残留γの微細化によるλの上昇作用を説明する。図１において、横軸は、全残留γに対する、平均粒径が５μｍ以下の残留γ（以下、「微細な残留γ」と呼ぶ場合がある。）の比率（％）であり、縦軸は、穴拡げ率（λ）である。

図１に示すように、ＢＦを母相とするＴＢＦ鋼（図中、●）では、微細な残留γの比率を６０％以上とすると、λが格段に上昇している。図１には、参考のため、ポリゴナル・フェライト（ＰＦ）を母相とするＴＲＩＰ鋼板（ＴＤＰ鋼）の結果（図中、■）を併記しているが、ＴＢＦ鋼とＴＤＰ鋼の結果を対比すると、微細な残留γによるλ上昇作用は、ＴＤＰ鋼よりもＴＢＦ鋼の方が、極めて顕著に認められることが分かる。

なお、図１に示すＴＢＦ鋼の結果は、後記する実施例の表３のＮｏ．１６〜２１のデータをプロットしたものであり、ＴＤＰ鋼の結果は、表５のＮｏ．１〜４のデータをプロットしたものである。

本発明の高強度鋼板は、引張強度（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上、ＴＳと伸びフランジ性（λ）との積が５００００以上を満足し、好ましくは、引張強度（ＴＳ）が１０００ＭＰａ以上、ＴＳと伸びフランジ性（λ）との積が６００００以上を満足するものである。また、伸び（全伸び）特性は１８％以上、好ましくは２０％以上を満足するものである。

本発明には、溶融Ｚｎめっき鋼板のほか、更に合金化処理が施された合金化溶融Ｚｎめっき鋼板も包含される。

まず、本発明を最も特徴付ける組織について説明する。

（組織）
本発明の高強度鋼板は、少なくとも、ベイニティック・フェライトと残留γとを含み、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：７０％以上、残留γ：２〜２０％、ポリゴナル・フェライト及び／又は準ポリゴナル・フェライト：１５％以下（０％を含まない）であり、且つ、前記残留γ中に占める平均粒径５μｍ以下の残留γの割合は６０％以上を満足する組織を有している。

ベイニティック・フェライト：７０％以上
本発明の鋼板は、ベイニティック・フェライト（ＢＦ）を主体（母相）として含有している。

ここで、ＢＦについて詳しく説明する。ＢＦとは、転位密度（初期転位密度）の高い下部組織（ラス状組織は、有していても有していなくても良い）を意味し、組織内の炭化物が非常に少ない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なる。また、ＢＦは、転位密度が低い部組織を有するポリゴナル・フェライト（ＰＦ）や、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（準ＰＦ）とも異なっている。これらの組織は、例えば、鋼のベイナイト写真集−１（日本鉄鋼協会基礎研究会発行）のｐ４ Ｔａｂｌｅ１に示されており、Ｔａｂｌｅ１中、ＢＦはα_Ｂおよびα_Ｂ°、ＰＦはα_ｐ、準ＰＦはα_ｑである。更に、ＢＦと、ＰＦ／準ＰＦとは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：倍率約１万倍）による観察により、以下のように明瞭に区別される。
・ＰＦ：ＴＥＭ写真において白色であり、多角形の形状で、内部に、残留γやマルテンサイトを殆ど含まない。
・準ＰＦ：ＴＥＭ写真において白色であり、ほぼ球状を有し、内部に、残留γやマルテンサイトを殆ど含まない。
・ＢＦ：ＴＥＭ写真では、内部に存在する転位によって灰色を示す。ＢＦとマルテンサイトとは、ＴＥＭ観察では分離区別できない場合も多い。

ＢＦは、ＰＦや準ＰＦに比べ、転位密度が高いため、高強度を容易に達成できると共に、伸び特性や伸びフランジ性も高いという特徴を有している。この様な作用を有効に発揮させるため、ＢＦの面積率を７０％以上とする。ＢＦは、８０％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。伸びフランジ性に一層優れた高強度鋼板を得るためには、ＢＦと後記する残留γとの実質的に２相組織となるように制御することが推奨される。

残留γ：２〜２０％
残留γは、特に、伸びの向上に有用な組織である。前述した特許文献１および２にも記載されているように、ＴＢＦ鋼に残留γが存在すると、通常、伸びフランジ性は劣化するが、本発明のように、残留γ中に占める微細な残留γの比率を多くすることによって伸びフランジ性を高めることができる。

この様な作用を有効に発揮させるため、全残留γの面積率を２％以上とする。ただし、残留γが多過ぎると、逆に伸びフランジ性が低下する傾向にあるため、その上限を２０％とする。残留γの面積率は、５％以上１８％以下であることが好ましく、７％以上１６％以下であることがより好ましい。

更に、残留γ中のＣ濃度は、０．８％以上であることが好ましい。残留γ中のＣ濃度は、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、０．８％以上に制御すると、特に、伸び特性が高められる。伸び特性は、残留γ中のＣ濃度が多い程向上し、１％以上であることがより好ましく、１．２％以上であることが更に好ましい。残留γ中のＣ濃度の上限は、特に限定されないが、実操業上、調整可能な上限は、概ね１．６％と考えられる。

残留γ中に占める平均粒径５μｍ以下の残留γの割合≧６０％
所望の伸びフランジ性や伸び特性を得るため、平均粒径５μｍ以下の残留γは、出来るだけ多く存在していることが必要であり、本発明では、全残留γ中に占める微細な残留γの比率を６０％以上とする。微細な残留γの比率は多ければ多いほど良く、７０％以上であることが好ましく、８０％以上であることがより好ましく、最も好ましいのは１００％である。

平均粒径の測定は、以下のようにして行われる。まず、鋼板をレペラーで腐食し、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）観察によって残留γを同定した後、６０ｍｍ×８０ｍｍの視野に存在する残留γの粒径（最大径）の平均値を算出する。同様にして、合計５視野における平均粒径を算出し、これらの平均値を、「残留γの平均粒径」とした。

微細な残留γの平均粒径は小さいほど良く、４μｍ以下であることが好ましく、３μｍ以下であることがより好ましい。なお、その下限は特に限定されず、上記の観察方法によって残留γを同定し得、平均粒径を算出し得る限度のものが、その下限となり得る。

ポリゴナル・フェライト及び／又は準ポリゴナル・フェライト：１５％以下（０％を含まない）
本発明の高強度鋼板は、前述したベイニティック・フェライト（ＢＦ）と残留γとからなる組織から構成されていても良く、これにより、伸びフランジ性が最大限に高められるが、本発明の作用を損なわない範囲で、ポリゴナル・フェライト（ＰＦ）及び／又は準ポリゴナル・フェライト（準ＰＦ）を合計で１５％以下の範囲内で含有してもよい。これらの面積率は、少ないほど良く、好ましくは１０％以下、最も好ましくは０％である。

その他
本発明の鋼板は、前述した組織（すなわち、ＢＦと残留γとの混合組織、またはＢＦと残留γとＰＦ／準ＰＦとの混合組織）のみから構成されていても良いが、本発明の製造過程で残存し得る他の組織（パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、セメンタイトなど）を、本発明の作用を損なわない範囲で含んでいてもよい。これらの面積率は少ないほど良く、例えば、合計で、せいぜい、１０％以下であることが好ましい。

（鋼中成分）
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、鋼中成分の単位はすべて質量％である。

Ｃ：０．１０〜０．２０％
Ｃは、高強度を確保し、且つ、所定の残留γを得るために必要な元素である。詳細には、オーステナイト（γ）相中に充分なＣ量を含ませ、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるため、Ｃを０．１０％以上添加する。一方、Ｃ量を過剰に添加すると、溶接性が低下するため、その上限を０．２０％以下とする。Ｃ量は、０．１２％以上０．１８％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．８〜２．５％
Ｓｉは、炭化物が生成するのを有効に抑える元素であり、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させるため、Ｓｉを０．８％以上添加する。但し、Ｓｉ量が過剰になると、上記作用は飽和し、熱間脆性を起こすなどの問題が生じるため、その上限を２．５％とする。Ｓｉ量は、１．２％以上２．３％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、γを安定化し、所望の残留γを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるため、Ｍｎを１．５％以上添加する。但し、Ｍｎを過剰に添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が現れるため、Ｍｎの上限を２．５％とする。Ｍｎ量は、１．８％以上２．３％以下であることが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、Ｓｉと同様、炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。この様な作用を有効に発揮させる為、Ａｌを０．０１％以上添加する。但し、Ａｌを０．１０％を超えて添加すると、ポリゴナル・フェライトが生成し易くなり、伸びフランジ性を十分に高めることができない。Ａｌ量は、０．０３％以上０．０６％以下であることが好ましい。

Ｐ：０．１％未満（０％を含まない）
Ｐは過剰に添加すると、加工性が劣化するため、その上限を０．１％未満に抑える。Ｐ量は、少なければ少ないほど良い。

Ｓ：０．００２％未満（０％を含まない）
Ｓは、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有害な元素であるため、その上限を０．００２％未満とする。Ｓ量は少なければ少ないほど、良い。

本発明の鋼板は、上記成分を含有し、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素であるＮ（窒素）や０．０１％以下のＯ（酸素）等が挙げられる。

更に、加工性向上などを目的として、Ｃａを以下の範囲で含有することが好ましい。

Ｃａ：０．００２％以下（０％を含まない）
Ｃａ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。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃａを０．０００３％以上添加することが好ましい。ただし、Ｃａを過剰に添加しても、上記作用は飽和してしまい、経済的に無駄であるため、その上限を０．００２％以下とすることが好ましい。Ｃａ量は、０．０００５％以上０．００１５％以下であることがより好ましい。

（製造方法）
次に、本発明の鋼板を製造するための好ましい方法を説明する。

本発明鋼板の製造方法は、（１）熱延工程（更に、必要に応じて冷延工程）と、（２）連続焼鈍工程と、（３）溶融Ｚｎめっき工程（更に、必要に応じて合金化工程）とを包含している。本発明の鋼板を効率よく得るためには、特に、連続焼鈍工程の焼戻温度を適切に制御することが重要であり、当該工程と、この後の溶融Ｚｎめっき工程とによって、ベイニティック・フェライトの母相組織と微細な残留γとを有する組織を確保することができる。

（１）熱延工程
熱延工程は特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。具体的には、例えば、約１０００〜１３００℃の温度に約２０〜６０分間加熱してから熱間圧延を行い、約８５０〜８９０℃の温度で仕上圧延を行った後、約４０〜６０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取ることが好ましい。このようにして得られる熱延鋼板の厚さは、おおむね、２．０〜３．５ｍｍであることが好ましい。

上記（１）のようにして得られた熱延鋼板は、スケールを除去するため、酸洗する。

更に、加工性の向上などを目的として、約５０〜８０％の冷延率で冷間圧延を行っても良い。このようにして得られる冷延鋼板の厚さは、おおむね、０．７〜１．４ｍｍであることが好ましい。

（２）連続焼鈍工程
図２を参照しながら、連続焼鈍工程を説明する。この工程は、主に、所望とする焼入れ組織（焼入れマルテンサイト）を得るために設定されたものである。図２（ａ）と図２（ｂ）とは、均熱工程［Ｔ１（℃）×ｔ１（秒）］後の冷却条件のみ相違しており、図２（ａ）はロールクエンチ（ＲＱ）を施した例、図２（ｂ）はウ_オータークエンチ（ＷＱ）を施した例である。

まず、Ａ_ｒ３点以上の温度（Ｔ１）で１０秒間以上（ｔ１）保持する（均熱工程）。

上記の均熱温度（Ｔ１）とすることにより、炭化物が完全に溶解し、所望の残留γが効率よく得られる。また、均熱後の冷却工程でベイニティック・フェライトを形成するうえでも有効である。均熱温度（Ｔ１）の上限は、特に限定されないが、例えば、コスト低減などの観点から、おおむね、１０００℃以下にすることが好ましい。

また、均熱温度（Ｔ１）での保持時間（ｔ１）が１０秒未満では、鋼板全体の均熱効果が不充分であり、最終的に、微細な残留γの比率やベイニティック・フェライトの生成が少なくなる（後記する実施例を参照）。このような作用を有効に発揮させるためには、保持時間（ｔ１）を長くすればするほど良いが、ｔ１が３００秒を超えると上記作用は飽和し、コストの上昇を招くだけである。保持時間（ｔ１）は、６０秒以上２００秒以下であることが好ましい。

次に、１０℃/ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ）でフェライト変態およびパーライト変態
を避けながら、上記の均熱温度（Ｔ１）から所定の温度（Ｔ２）まで冷却する。

Ｔ２（焼戻温度）は、１００℃以上３００℃以下とする。微細な残留γを多く生成させるためには、Ｔ２を上記の範囲に設定することが極めて重要であり、Ｔ２の温度が３００℃を超えると、焼入状組織が少なくなるため、最終的に、ラス状で粗大な残留γが多く生成し、所望とする微細な残留γが得られないことが、本発明者の検討結果によって明らかになった（後記する実施例を参照）。一方、Ｔ２の温度が１００℃未満になると、焼戻されないなどの問題がある。Ｔ２の温度は、１００℃以上２８０℃以下であることが好ましい。

また、均熱温度（Ｔ１）からＴ２の温度までの平均冷却速度（ＣＲ）が１０℃／ｓ未満では、母相のベイニティック・フェライトの生成が少なくなり、ポリゴナル・フェライトや準ポリゴナル・フェライトの生成が多くなる（後記する実施例を参照）。上記の平均冷却速度は、２０℃／ｓ以上であることが好ましい。なお、その上限は特に限定されず、速ければ速いほど良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。冷却方法としては、例えば、空冷、ミスト冷却または冷却時に使用するロールを水冷するなどの方法が挙げられる。

具体的には、図２（ａ）に示すように、均熱温度（Ｔ１）からＴ２の温度までの範囲を所定の平均冷却速度（ＣＲ）で冷却しても良いし、あるいは、図２（ｂ）に示すように、所定の平均冷却速度（ＣＲ）で、均熱温度（Ｔ１）から室温まで一気に冷却してから、Ｔ２の温度まで加熱してもよい。室温からＴ２の温度までの加熱速度は特に限定されないが、設備の加熱性能などを考慮すると、おおむね、１〜１０℃／ｓの範囲内であることが好ましい。後記する実施例に示すように、いずれの方法を適用しても所望の組織を得ることができる。ただし、生産性や経済性などを考慮すると、図２（ａ）の方法を採用することが好ましい。

次いで、上記の温度（Ｔ２）で１００〜６００秒間（ｔ２）保持した（焼戻処理）後、室温まで冷却する。これにより、残留γへのＣ濃縮を短時間で効率よく行うことができ、最終的に、微細な残留γを多量に生成することができるほか、所定量のベイニティック・フェライトを確保することもできる。保持時間（ｔ２）は、１２０秒以上３００秒以下であることが好ましい。上記の温度（Ｔ２）から室温まで冷却する方法は、特に限定されず、例えば、水冷やガス冷却、空冷等を採用することができる。

上述した一連の工程は、例えば、ＣＡＬ（実機）を用いても良いし、ＣＡＬシュミレーター等を用いても良い。

（３）溶融Ｚｎめっき工程
図３を参照しながら、溶融Ｚｎめっき工程を説明する。この工程は、主に、前述した連続焼鈍工程によって生成した組織（焼入れマルテンサイト）を利用して残留γの微細化を図るために設定されたものであり、その結果、最終的に、所望とする組織を確保することができる。

具体的には、まず、上記のようにして処理した鋼板をＡ_ｒ１点以上Ａ_ｒ３点以下の二相域温度（Ｔ３）で３０〜３００秒間（ｔ３）保持する。均熱温度（Ｔ３）がＡ_ｒ３点を超えると、すべての組織がオーステナイト（γ）となってしまい、一方、Ａ_ｒ１点を下回るとγが生成せず、所望とする残留γが得られない。同様に、保持時間（ｔ３）が上記範囲を外れても、所望とする組織が得られない。ｔ３は、１５０秒以上２５０秒以下の範囲内であることが好ましい。

ここで、Ａ_ｒ１点およびＡ_ｒ３点は、それぞれ、下式に基づいて算出される。
Ａ_ｒ１点
＝７２３−２９×［Ｓｉ］−１１×［Ｍｎ］＋３１×［Ａｌ］
Ａ_ｒ３点
＝９１０−２０３×√［Ｃ］＋４５×［Ｓｉ］−２３×［Ｍｎ］＋９５×［Ａｌ］
式中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）である。

次いで、亜鉛めっき浴に浸漬する。浸漬条件は特に限定されず、例えば、約３３０〜３８０℃の温度（Ｔ４）で約１〜１０秒間（ｔ４）浸漬すれば良い。

更に、必要に応じて、合金化処理を行っても良い。合金化条件は、約４００〜６５０℃の温度（Ｔ５）で３０〜３００秒間（ｔ５）保持する（Ｔ５×ｔ５は、おおむね、２０，０００以上とする）ことが好ましい。合金化温度（Ｔ５）が３５０℃未満、または合金化時間（ｔ５）が３０秒未満になると、残留γ中のＣ濃縮が充分進まず、所望とする微細な残留γが得られない。一方、Ｔ５が６５０℃を超えるか、またはｔ５が３００秒を超えると、残留γを含む組織の分解が生じる。

なお、合金化されていない溶融Ｚｎめっき鋼板を得る場合には、上記のように亜鉛めっき浴に浸漬した後、約３５０〜４５０℃の温度で約３０〜１００秒間の範囲内に入るヒートパターン（温度×時間は、おおむね、２０，０００未満とする）を施せば良い。

上記の工程は、還元性雰囲気の溶融Ｚｎめっき設備を用いて行うことが好ましい。

上述した一連の工程は、例えば、ＣＧＬ（実機）を用いても良いし、ＣＧＬシュミレーター等を用いても良い。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。ただし、本発明は、下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適切な改変を行って実施することも可能であり、それらは、いずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

実施例１：成分組成、およびＲＱを用いた製造条件の検討（１）
表１に示す化学成分組成の鋼材（残部：鉄および不可避不純物、単位：質量％）を溶製してスラブを得た後、熱間圧延を施した。熱間圧延に際しては、１２５０℃で３０分間加熱してから圧延を行い（仕上げ圧延温度：８８０℃）、５０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、６５０℃で３０分間保持してから空冷し（巻取相当処理）、板厚約３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。更に、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延（圧延率：５０％）を施して板厚約１．６ｍｍの冷延鋼板とした。

次に、表２〜３に示す条件で連続焼鈍工程（ＣＡＬ）相当の熱処理および合金化溶融Ｚｎめっき工程（ＣＧＬ）相当の熱処理を行った。これらの表において、ＣＡＬ工程中のＴ１、ｔ１、Ｔ２、ｔ２は、前述した図２（ａ）に示す符号と一致しており、ＣＧＬ相当の熱処理工程中のＴ３、ｔ３、Ｔ５、ｔ５は、前述した図３に示す符号と一致している。なお、本実施例では、めっきの浸漬条件は、すべて、４６０℃で１０秒間（前述した図３において、Ｔ４＝４６０℃、ｔ４＝１０秒間）とした。

このようにして得られた各鋼板の組織および機械的特性を以下のようにして測定した。なお、微細な残留γの測定方法は、前述したとおりである。

（組織）
鋼板をレペラー腐食し、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）によって組織の面積率（面積％）を測定した。なお、残留γの面積率および残留γのＣ濃度（質量％）は、鋼板の１／４厚さまで研削した後、化学研磨し、Ｘ線回折法によって測定した。詳細な測定方法は、ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９９３３），Ｎｏ．７，ｐ７７６に記載されている。

（引張強度および伸び）
ＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および伸び［全伸びのこと（Ｅｌ）］を測定した。引張試験の歪速度は、１ｍｍ／ｓｅｃとした。

（伸びフランジ性）
伸びフランジ性は、鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１に基づいて評価した。具体的には、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用い、φ１０ｍｍの穴をパンチで打ち抜いた後、６０°円錐パンチを用いてバリを上にして穴拡げ加工を行い、亀裂貫通時点における穴拡げ率（λ）を測定した。

本発明では、ＴＳ（ＭＰａ）×λ（％）≧５００００、Ｅｌ≧１８％のものを合格（本発明例）と評価した。

これらの結果を表２〜３に併記する。これらの表には、使用した鋼材の記号（表１のＮｏ．）も併記している。表２〜３、および後記する表４〜５において、「その他」の組織とは、本実施例の製造過程で残存し得る他の組織（パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、セメンタイトなど）である。

表２〜３より、以下の様に考察することができる。

表２のＮｏ．１〜１４は、鋼中成分の影響を調べたものであり、製造条件は、すべて、本発明の好ましい要件を満足している。

このうち、Ｎｏ．３〜５、７〜１０、１３〜１４は、いずれも、鋼中成分が本発明の要件を満足する鋼材を用いた本発明例であり、所望の組織が得られ、引張強度と伸びフランジ性とのバランス、および伸び特性に優れている。

これに対し、Ｎｏ．１〜２は、Ｃ量が少ない表１のＮｏ．１〜２を用いた比較例であり、所定の組織（ＢＦおよび残留γ）が得られず、目標レベルの機械的特性を確保することができなかった。

また、Ｎｏ．６は、Ｓｉ量が少ない表１のＮｏ．６を用いた比較例であり、所定の母相組織が得られなかった。一方、Ｎｏ．１１〜１２は、Ｍｎ量の少ない表１のＮｏ．１１〜１２を用いた比較例であり、所定量の母相組織および残留γが得られなかった。そのため、これらの比較例では、すべて、機械的特性が低下した。

表３のＮｏ．１５〜３５は、本発明の要件を満足する表１のＮｏ．４を用い、製造条件の影響を調べたものである。

まず、表３のＮｏ．１５〜２０は、ＣＡＬ工程の焼戻温度（Ｔ２）を１００〜６００℃の範囲で変化させた例である。

このうち、Ｎｏ．１５〜１７は、本発明で規定する焼戻温度で製造した本発明例であり、所望の組織が得られ、引張強度と伸びフランジ性とのバランス、および伸び特性に優れている。

これに対し、Ｎｏ．１８〜２０は、Ｔ２が高い比較例であり、微細な残留γの比率が少なくなり、更にＮｏ．２０では、母相であるＢＦ組織の生成も少なくなったため、機械的特性が低下した。

参考のため、図４に、Ｎｏ．１６（本発明例）の光学顕微鏡写真（倍率：１０００倍）を、図５に、Ｎｏ．１９（比較例）の光学顕微鏡写真（倍率：１０００倍）を、それぞれ、示す。これらの写真を対比すると明らかなように、図４に示す本発明例では、微細な残留γが多く生成しているのに対し、図５に示す比較例では、微細な残留γの生成は殆ど見られず、ラス状の残留γが多く生成していることが分かる。

表３のＮｏ．２１〜２３は、ＣＡＬ工程の均熱温度（Ｔ１）を８００〜９５０℃の範囲で変化させた例である。

Ｎｏ．２１〜２２は、本発明で規定する均熱温度で製造した本発明例であり、所望の組織が得られ、引張強度と伸びフランジ性とのバランス、および伸び特性に優れている。

これに対し、Ｎｏ．２３は、Ｔ１が本発明で規定する温度（Ａ_ｒ３点＝８７４℃以上）よりも低い比較例であり、微細な残留γの比率が少なく、所定の母相組織が得られなかったため、機械的特性が低下した。

表３のＮｏ．２４〜２５は、ＣＡＬ工程の平均冷却速度（ＣＲ）を８〜１５℃／ｓの範囲で変化させた例である。

Ｎｏ．２５は、本発明で規定する平均冷却速度で製造した本発明例であり、所望の組織が得られ、機械的特性に優れている。

これに対し、Ｎｏ．２４は、ＣＲが遅い比較例であり、所定の母相組織が得られなかったため、機械的特性が低下した。

表３のＮｏ．２６〜２７は、ＣＡＬ工程の均熱時間（ｔ１）を５〜１２０秒の範囲で変化させた例である。

Ｎｏ．２６は、本発明で規定する均熱時間（ｔ１）で製造した本発明例であり、所望の組織が得られ、機械的特性に優れている。

これに対し、Ｎｏ．２７は、ｔ１が短い比較例であり、微細な残留γの比率が少なく、ＰＦまたは準ＰＦの組織が多く生成したため、機械的特性が低下した。

表３のＮｏ．２８〜２９は、ＣＡＬ工程の焼戻時間（ｔ２）を５０〜１８０秒の範囲で変化させた例である。

Ｎｏ．２９は、本発明で規定するオーステンパ時間（ｔ２）で製造した本発明例であり、所望の組織が得られ、機械的特性に優れている。

これに対し、Ｎｏ．２８は、ｔ２が短い比較例であり、焼戻しが不充分であり、ＣＧＬ工程後のＰＦ組織が増加したため、機械的特性が低下した。

表３のＮｏ．３０〜３５は、ＣＧＬ工程の条件を変化させた比較例であり、それぞれ、以下の不具合を有している。

Ｎｏ．３０は、均熱温度（Ｔ３）が高い比較例であり、微細な残留γの比率が少なく、ＰＦまたは準ＰＦの組織が多く生成したため、機械的特性が低下した。

Ｎｏ．３１は、均熱時間（ｔ３）が短い比較例であり、所定の母相組織が得られず、機械的特性が低下した。

Ｎｏ．３２は、均熱時間（ｔ３）が長い比較例であり、微細な残留γの比率が少なく、ＰＦまたは準ＰＦの組織が多く生成したため、機械的特性が低下した。

Ｎｏ．３３は、合金化時間（ｔ５）が短い比較例、Ｎｏ．３４は、合金化時間（ｔ５）が長い比較例であり、いずれも、ＰＦまたは準ＰＦの組織が多く生成したため、機械的特性が低下した。

Ｎｏ．３５は、均熱温度（Ｔ３）が低い比較例であり、ＰＦまたは準ＰＦの組織が多く生成したため、機械的特性が低下した。

実施例２：ＷＱを用いた製造条件の検討（２）
本実施例では、ＣＡＬ工程を、前述した実施例１のように図２（ａ）に示すヒートパターンで行う代わりに、図２（ｂ）に示すヒートパターンで行った。

詳細には、表１のＮｏ．４の鋼材を用い、実施例１と同様にして冷延鋼板を作製した後、表４に示す条件で連続焼鈍工程（ＣＡＬ）相当の熱処理および合金化溶融Ｚｎめっき工程（ＣＧＬ）相当の熱処理を行った。表４において、ＣＡＬ工程中のＴ１、ｔ１、Ｔ２、ｔ２は、図２（ｂ）に示す符号と一致しており、ＣＧＬ工程中のＴ３、ｔ３、Ｔ５、ｔ５は、図３に示す符号と一致している。めっきの浸漬条件は、実施例１と同じである。

このようにして得られた各鋼板の組織および機械的特性を実施例１と同様にして測定し、これらの結果を表４に併記した。

表４より、以下の様に考察することができる。

表４のＮｏ．１〜３は、本発明で規定する製造条件で製造した本発明例であり、所望の組織が得られ、引張強度と伸びフランジ性とのバランス、および伸び特性に優れている。

これに対し、Ｎｏ．４〜６は、ＣＡＬ工程の焼戻温度（Ｔ２）が高い比較例であり、微細な残留γの比率が少なくなり、更にＮｏ．６では、母相であるＢＦ組織の生成も少なくなったため、機械的特性が低下した。

実施例３：ポリゴナル・フェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼板の検討（参考）
本実施例では、ポリゴナル・フェライトを母相とするＴＲＩＰ鋼板（ＴＤＰ鋼）において、微細な残留γの生成が伸びフランジ性に及ぼす影響を、参考のため、調べた。ここでは、ＰＦ組織を生成するため、図６に示す連続焼鈍工程を実施した。図６に示すように、均熱温度（Ｔ１）から焼戻温度（Ｔ２）までの範囲を、冷却速度を変えて冷却した。

具体的には、表１のＮｏ．４の鋼材を用い、実施例１と同様にして冷延鋼板を作製した後、表５に示す条件で連続焼鈍工程（ＣＡＬ）を行った。表５において、ＣＡＬ工程中のＴ１、ｔ１、Ｔ２、ｔ２は、図６に示す符号と一致している。

このようにして得られた各鋼板の組織および機械的特性を実施例１と同様にして測定し、これらの結果を表５に併記した。

表５に示すように、ＰＦを母相としたＴＢＦ鋼では、微細な残留γの比率を高くしても、伸びフランジ性の上昇は、殆ど見られなかった。

微細な残留γの比率と、伸びフランジ性（λ）との関係を示すグラフである。 連続焼鈍工程（ＣＡＬ）のヒートパターンを模式的に示す工程図であり、図２（ａ）は、ロールクエンチ（ＲＱ）を施した図、図２（ｂ）はウ_オータークエンチ（ＷＱ）を施した図である。 合金化溶融Ｚｎめっき工程（ＣＧＬ）のヒートパターンを模式的に示す工程図である。 実施例１の表３のＮｏ．１６（本発明例）の光学顕微鏡写真（倍率１０００倍）である。 実施例１の表３のＮｏ．１９（比較例）の光学顕微鏡写真（倍率１０００倍）である。 実施例３における連続焼鈍工程（ＣＡＬ）のヒートパターンを模式的に示す工程図である。

Claims (2)

1. 鋼中成分は、
   Ｃ ：０．１０〜０．２０％（質量％の意味、以下、同じ）、
   Ｓｉ：０．８〜２．５％、
   Ｍｎ：１．５〜２．５％、
   Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
   Ｐ ：０．１％未満（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．００２％未満（０％を含まない）
   を含有し、
   残部：鉄および不可避不純物を満足し、
   組織は、少なくとも、ベイニティック・フェライトと残留オーステナイトとを含み、
   全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：７０％以上、
   残留オーステナイト：２〜２０％、
   ポリゴナル・フェライト及び／又は準ポリゴナル・フェライト：１５％以下（０％を含まない）を満足し、且つ、
   前記残留オーステナイト中に占める平均粒径５μｍ以下の残留オーステナイトの割合は６０％以上であることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
2. 更に、Ｃａを０．００２％以下（０％を含まない）含有する請求項１に記載の高強度鋼板。