JP4860782B2 - 加工性及び塗装焼付硬化性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用鋼板の用途、特に外板パネル用途に好適な、加工性に優れ、更には塗装焼付硬化性にも優れる高強度鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２００９年１１月０９日に、日本に出願された特願２００９−２５５７２６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

炭酸ガスの排出量を抑制するため、自動車の燃費の向上を目的とする自動車車体の軽量化が進められている。そのため、自動車の部材には、板厚の低減が可能な高強度鋼板の適用が増えつつある。また、搭乗者の安全性確保のためにも、高強度鋼板が自動車車体に多く使用されるようになってきている。
その中でも、パネル部材用途、特に外板パネルには、引張強度が３４０ＭＰａ級の鋼板が実用化されている。最近では、更なる外板パネルの高強度化による軽量化を目的として、３９０〜５００ＭＰａという高強度を有し、且つ優れたプレス成形性及び表面品位を持つ鋼板が必要とされている。

ところが一般的に、引張強度が増加すると、降伏強度も増加し、延性も低下するため、加工性、特にプレス成形性が損なわれる。そこで、強度を発揮しつつ加工性も維持するための指標として、引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びＥＬ［％］の積、すなわちＴＳ×Ｅｌ［ＭＰａ・％］が１７０００［ＭＰａ・％］以上であることが要求される。この要求を達成するには降伏強度及び降伏比が重要な要件となることが知られている。降伏強度及び降伏比は、加工性、特にプレス成形性との相関が強く、外板パネル成形のためには降伏強度が２７０ＭＰａ以下、降伏比が０．５５以下であることが必要とされる。また外板パネルはその縁部をヘミング加工することが多く、密着曲げ加工性に優れることも必要である。

強度と加工性を両立させた鋼材として、フェライトとマルテンサイトを主体とする硬質第２相からなる複合組織を有する２相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼、以下、ＤＰ鋼）が知られている。ＤＰ鋼は、降伏強度が低く、延性も優れているのが特徴である。

他方、プレス成形後の塗装焼付処理による部材の降伏強度の増加は、耐デント性の向上に有効である。そのため、成形性と耐デント性の両立には、塗装焼付硬化性（ＢａｋｅＨａｒｄｎａｂｉｌｉｔｙ、ＢＨ性ともいう）の向上が要求される。ＢＨ性は、塗装焼付処理のような低温での熱処理によって、成形時に導入された転位へのＣ、Ｎ等の固着、炭窒化物の析出が生じるという、いわゆる歪み時効現象によって発現される特性である。

例えば、特許文献１〜３において加工性に優れたＤＰ鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献１で提案されている鋼板は、降伏強度は低いものの、引張強度と全伸びの積、即ち強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが不十分であった。また、特許文献２で提案されている鋼板は、降伏強度が低く、強度−延性バランスにも優れているものの、焼鈍工程において高温で長時間保持しなければならず、生産性の低下を招くという問題があった。更に、特許文献１及び２において提案されている鋼板は、何れもプレス成形、塗装焼付処理を行った後の耐デント性を考慮したものではない。また、特許文献３で提案されている鋼板は、耐デント性に優れ、降伏強度も低いものの、引張強度と全伸びの積、即ち強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが不十分であった。
また、特許文献４及び５において提案されている鋼板は、降伏強度が高く、加工性が不十分であった。
また、特許文献６において提案されている鋼板は、焼鈍時の昇温速度を調節することで、未再結晶フェライト面積率を意図的に高めている。

特開２００１−３０３１８４号公報 特開２０００−１０９９６５号公報 特開２００５−２８１８６７号公報 特開平６−７３４９７号公報 特開２００３−１３８３１７号公報 特開２００８−１０６３５０号公報

本発明の課題は、引張強度が３９０〜５００ＭＰａであり、加工性、更には塗装焼付硬化性にも優れた鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく提供することである。

上記課題を解決するため、本発明の各態様の構成および方法は以下の通りである。

（１）本発明の一態様にかかる高強度鋼板は、質量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ ：０．１０％以下、Ｓ ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．１０〜０．８０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、Ｎ ：０．０１００％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、前記フェライトの面積率が８０％以上であり、前記硬質第２相の面積率が１〜２０％であり、前記フェライトのうち、未再結晶フェライトの分率が面積率で１０％未満であり、フェライト粒径が５〜２０μｍであり、全フェライト結晶粒中でアスペクト比１．２以下のフェライト結晶粒が６０％以上である。

（２）上記（１）の高強度鋼板で、前記高強度鋼板の成分組成が、Ｍｎ／Ｃｒ：３．０以下、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）：３．０以下、を満足してもよい。

（３）上記（１）又は（２）の高強度鋼板が、質量％で、Ｎｂ：０．０００５〜０．０５００％、Ｔｉ：０．０００５〜０．０５００％、Ｍｏ：０．００５〜１．５００％、Ｗ：０．００５〜１．５００％、Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎｉ：０．００５〜１．５００％、Ｃｕ：０．００５〜１．５００％、Ｖ：０．００５〜１．５００％のうち、１種又は２種以上を更に含有してもよい。

（４）上記（１）〜（３）の何れかに記載の高強度鋼板で、前記高強度鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを設けてもよい。

（５）上記（４）の高強度鋼板がＣｒ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０．０１５％未満を含有してもよい。

（６）本発明の一態様にかかる高強度鋼板の製造方法は、上記（１）〜（３）の何れかに記載の高強度鋼板の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、圧延率６０％超の冷間圧延を施して鋼板を得た後、前記鋼板を、Ａｃ１変態点からＡｃ３変態点までの温度範囲での昇温速度を１〜１０℃／ｓに制限して７２０〜８５０℃の温度範囲内まで昇温し、前記鋼板の温度が７２０〜８５０℃である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍し、前記焼鈍の後、３℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで一次冷却した後、２００〜４５０℃の温度範囲で３０ｓ以上の熱処理を行い、その後、１℃／ｓ以上、３℃／ｓ以下の冷却速度で１００℃以下まで二次冷却を行った後、２．０％以下のスキンパス圧延を施す。

（７）本発明の別の態様にかかる高強度鋼板の製造方法は、上記（１）〜（３）の何れかに記載の高強度鋼板の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、圧延率６０％超の冷間圧延を施して鋼板を得た後、前記鋼板を、Ａｃ _１ 変態点からＡｃ _３ 変態点までの温度範囲での昇温速度を１〜１０℃／ｓに制限して７２０〜８５０℃の温度範囲内まで昇温し、前記鋼板の温度が７２０〜８５０℃である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍し、前記焼鈍の後、３℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで一次冷却した後、溶融亜鉛めっきを行い、その後、１℃／ｓ以上、３℃／ｓ以下の冷却速度で１００℃以下まで二次冷却を行った後、２．０％以下のスキンパス圧延を施す。

（８）上記（７）の高強度鋼板の製造方法で、前記溶融亜鉛めっきを施した後、かつ前記二次冷却を施す前に、４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の合金化熱処理を行う。

本発明の各態様によると、引張強度が３９０〜５００ＭＰａであり、降伏強度及び降伏比が低く、強度−延性バランスに優れ、塗装焼付硬化性を有した鋼板の提供が可能である。
本発明の各態様に係る高強度鋼板、およびその製造方法では、筋状凹凸表面欠陥発生の原因である組織硬度の不均一性が抑制される。この結果、安定して筋状凹凸表面欠陥発生を抑制でき、高強度鋼板の鋼板製造の歩留まりを大きく向上できる。

はＭｎ／Ｃｒ比と降伏比ＹＲの相関を示す図である。 はＣｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）比と降伏比ＹＲの相関を示す図である。 はＡｃ_１変態点からＡｃ_３変態点までの温度範囲での昇温速度とフェライト結晶粒のアスペクト比の関係を示す図である。 はＡｃ_１変態点からＡｃ_３変態点までの温度範囲での昇温速度と未再結晶フェライト分率の適正範囲を示す図である。

未再結晶フェライトやマルテンサイトなど、硬質組織の残留率が高いと、鋼板組織の硬度に不均一が生じる。この鋼板をプレス成形すると、比較的硬度の低い部位が優先されて局部的に塑性変形する。この結果、鋼板表面に筋状の凹凸の疵が生じる。自動車外板等に用いられる鋼板では、表面の美観が重視されるため、筋状凹凸表面欠陥は重大な欠陥として扱われ、歩留まりの著しい低下を招く。
以下に説明するように、本発明の各実施形態に係る高強度鋼板、およびその製造方法では、筋状凹凸表面欠陥発生の原因である組織硬度の不均一性が抑制される。この結果、安定して筋状凹凸表面欠陥発生を抑制できる。
また、本発明者らは、高強度鋼板の加工性及び塗装焼付硬化性を共に向上させるため、鋼板の成分組成、ミクロ組織、更に鋼板の製造方法について検討を行った。この結果、焼入れ性を高める元素であるＭｎとＣｒの添加量の比、つまりＭｎ／Ｃｒ比の最適化、更には、フェライトの生成を促進し、Ｃをオーステナイトへ濃化させる元素であるＡｌに着目し、Ｃｒと（Ｓｉ＋Ａｌ）の添加量の比、つまりＣｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）比の最適化により、高強度鋼板の加工性及び塗装焼付硬化性が共に向上することを見出した。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。

まず、本発明における鋼成分の限定理由について説明する。以下の説明において、特に説明の無い限り成分量は重量％で示す。
Ｃは、マルテンサイトの生成を促進し、引張強度の増加及び降伏強度の低下に寄与し、且つ成形後の塗装焼付処理によって降伏強度を上昇させ、パネル部材の耐デント性を高める元素である。目的の鋼強度に応じて適量のＣを添加する。
Ｃ量の下限は、十分なマルテンサイト量を確保し、目標の引張強度、降伏強度及びＢＨ性を得るために、０．０１％以上である。より好ましいＣ量の下限は０．０３％以上であり、特に高い強度を必要とする場合は０．０５％以上が更に好ましい。
Ｃ量の上限は、降伏強度を抑制し、十分なプレス成形性を確保するため、０．１０％である。より好ましいＣ量の上限は、０．０８％以下であり、特に高いプレス成形性が要求される場合は０．０７以下が更に好ましい。

Ｓｉは脱酸のために添加されることがある元素である。本願の効果を得るにはＳｉ量が０％でもよく、Ｓｉ量の下限は必ずしも規定しなくてもよい。しかし、Ｓｉ量を０．０１％未満とするには製造コストが高くなるため、Ｓｉ量の下限を０．０１％とすることが好ましい。Ｓｉ量の上限は密着曲げ加工時の割れを防止するため、また、フェライト結晶粒のアスペクト比が大きくなるのを避けるため、０．１５％以下、好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。

Ｍｎは、固溶強化に寄与する元素として強度を増加させる働きがある上、マルテンサイトを得るためにも有効である。そのため、Ｍｎを０．８０％以上含有させることが必要である。マルテンサイトをより安定的に得るためには、Ｍｎを１．０％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｎ量が１．８０％を超えると、筋状凹凸表面欠陥発生が生じやすくなると共に、引張強度と共に降伏強度も増加し、プレス成形性の劣化を招くため、１．８０％を上限とする。降伏強度をより低下させ、プレス成形性を十分に確保するためには、Ｍｎ量の上限を１．５０％とすることが好ましい。

Ｐは不純物であり、粒界に偏析するため、鋼板の靭性の低下や溶接性の劣化を招く。通常の製造条件ではＰが０．０００５％以上含まれる。更に、溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。これらの観点から、Ｐ量の上限を０．１０％以下とする。Ｐの偏析をさらに低減するためには、Ｐ量を０．０５％以下とするのがより好ましく、０．０１５％以下とするのがさらに好ましい。下限は特に限定しないが、Ｐは安価に強度を高める元素であるため、Ｐ量を０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｓは不純物として鋼板に含まれ、通常の製造条件では０．０００５％以上含まれる。Ｓ量が０．０１５％を超えると、熱間割れを誘発したり、加工性を劣化させたりするので、Ｓ量を０．０１５％以下とする。高い加工性が要求される場合、Ｓ量を０．０１２％以下とするのが好ましく、０．０１０％以下とするのがより好ましい。

Ａｌは、本発明において極めて重要な元素である。Ａｌは、Ｓｉと同様にフェライト安定化元素であるものの、めっき濡れ性を低下させることなく、フェライトの生成を促進し、Ｃをオーステナイトへ濃化させることで、マルテンサイトを確保するのに重要な元素である。上記の効果を得るためには、Ａｌ量を０．１０％以上とすることが必要である。マルテンサイトをより安定的に得るためには、Ａｌ量を０．２０％超とすることが好ましい。また、Ａｌを過度に添加しても、上記の効果は飽和するだけでなく、過剰な合金コストの増加を招く。これらの理由により、Ａｌ量を０．８０％以下とすることが必要である。強くコスト抑制が求められる場合には、Ａｌ量を０．５０％以下とすることがより好ましく、０．３０％以下が更に好ましい。

Ｃｒは、本発明において極めて重要な元素である。Ｃｒは、固溶強化に寄与し、鋼板の強度を増加させる働きがある。また、Ｃｒの添加は、十分な量のマルテンサイトを得るためにも有効である。そのため、鋼板にＣｒを０．０１％以上含有させることが必要である。溶融亜鉛めっきを施したり、さらに合金化処理を行った場合にも十分な量のマルテンサイトをより安定的に得るためには、Ｃｒ量を０．１０％以上とすることが好ましく、Ｃｒ量を０．２０％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｃｒ量が１．５０％を超えると、引張強度と共に降伏強度も増加し、プレス成形性の劣化を招く。このため、Ｃｒ量を１．５０％以下とする。降伏強度をより低下させ、プレス成形性を十分に確保するためには、Ｃｒ量を１．００％以下とすることが好ましく、Ｃｒ量を０．４０以下とすることが更に好ましく、溶融亜鉛めっきを施さない場合には合金コストを低減するためＣｒ量を０．２０％未満にすることがとりわけ好ましい。

Ｎは必ずしも添加する必要はないが、不純物として鋼板に含まれ、Ｎ量が０．０１００％を超えると、靭性や延性の劣化、鋼片の割れの発生が顕著になる。従って、十分な鋼板の加工性を得るため、Ｎ量を０．０１００％以下とする。より高い加工性を得るためには、Ｎ量を０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることが更に好ましい。Ｎ量の下限値は特に規定する必要が無いが、通常の鋼板ではＮ量が０．０００５％以上存在している。
なお、Ｎの添加は、マルテンサイトを得るために有効であるため、Ｎ量の上限を０．０１００％としてＮを積極的に添加しても良い。

更に、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方を含有させても良い。Ｎｂ及びＴｉは冷間圧延後の焼鈍工程において、フェライトの粒成長を抑制することにより、結晶粒微細化強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方を、それぞれの下限を０．０００５％以上として添加することが好ましい。一方、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方は、含有量が０．０５００％を超えると、フェライトの再結晶が著しく抑制され、未再結晶フェライトが残留することにより、降伏強度が上昇してしまうため、それぞれの上限を０．０５００％以下とすることが好ましい。また、合金コストの観点から、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方の含有量の好ましい上限は０．０４００％である。

Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖは、いずれも焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を添加しても良い。Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖのいずれも、積極的に添加をせず、不可避的に０．００００％〜０．０００５％の範囲で鋼中に混入しても、本発明の実施形態の効果は損なわれない。また、０．０００５％以上、１．５０００％以下の範囲で添加または混入していても、本発明の実施形態の効果は損なわれない。一方、積極的な添加によって強度向上の効果を得るためには、それぞれの元素を０．１００％以上添加することが好ましい。一方、過剰な添加は合金コストの増加を招くため、それぞれの元素の添加量上限を１．５００％以下とすることが好ましい。

Ｂは積極的に添加をせず、不可避的に０．００００％〜０．０００１％の範囲で鋼中に混入しても、本発明の実施形態の効果は損なわれない。また、０．０００１％以上、０．０１００％以下の範囲で添加または混入していても、本発明の実施形態の効果は損なわれない。一方、積極的な添加によって強度向上の効果を得るためには、Ｂを０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、過剰な添加は合金コストの増加を招くため、添加量上限を０．０１００％以下とすることが好ましい。

次に、製造方法の限定理由について説明する。
熱間圧延に供する鋼片は常法で製造すれば良く、鋼を溶製し、鋳造すれば良い。生産性の観点からは、連続鋳造が好ましく、薄スラブキャスター等で製造しても良い。また、鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延のようなプロセスでも良い。熱間圧延は常法で行えば良く、圧延温度、圧下率、冷却速度、巻取温度等の条件は特に規定しない。熱間圧延後、鋼板を酸洗、冷間圧延、焼鈍し、冷延鋼板とする。

冷間圧延の圧下率が６０％以下の場合、焼鈍中の再結晶が遅延し焼鈍後に未再結晶フェライトが残り易くなることで降伏強度及び降伏比が増大し、プレス成形性を悪化させることがある。このため、本実施形態の冷間圧延率は６０％超の範囲とする。より好ましい冷間圧延率は、６５％超、さらに好ましくは７０％超であり、冷間圧延率が７５％超であると更に好ましい。一方、冷間圧延率が９０％超になると、圧延ロールへの負荷が大きくなる。そのため冷間圧延率は、９０％以下であることが好ましい。より経済的な圧延ロールの運用を求める場合は、冷間圧延率が８０％以下であることが好ましい。

焼鈍は、昇温速度、加熱時間を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。この連続焼鈍では、鋼板のＡｃ_１変態点からＡｃ_３変態点までの温度域において、昇温される速度を的確に調整することが重要である。前記昇温速度により、焼鈍後のフェライト結晶粒のアスペクト比が図３に示すように変化する。前記昇温速度が１０℃／ｓ以下であれば、フェライト結晶粒のアスペクト比は平均１．２以下で、アスペクト比１．２以下のフェライト結晶粒が全結晶粒の６０％以上となる。この結果、鋼板組織の硬度に不均一が低減し、プレス成形時の筋状凹凸表面欠陥発生の可能性が小さくなる。上記温度域において、焼鈍における昇温速度が１℃／ｓ未満の場合、生産性を低下させるだけでなく、フェライト結晶粒の成長が必要以上に進行し、フェライト結晶粒が粗大化して引張強度の低下を招いてしまう。このため、上記温度域での昇温速度は少なくとも１℃／ｓ以上とする。より安定的に粒径成長を抑制するには、昇温速度を３超℃／ｓとする。一方、上記温度域での昇温速度が１０℃／ｓ以上になると、フェライトの再結晶が著しく抑制されるため、焼鈍後に未再結晶フェライトが残り、降伏強度が上昇してしまう。このため、上記温度域での昇温速度を１０℃／ｓ未満とする。より高い成形性を求める場合、好ましくは昇温速度を８℃／ｓ以下、さらに好ましくは６℃／ｓ以下とする。
なお、各鋼板におけるＡｃ_１変態点およびＡｃ_３変態点は、鋼の成分組成を用いて、既知の方法によって予測できる。

更に、焼鈍における最高到達温度の下限は７２０℃以上とし、上限は８５０℃とする。最高到達温度が７２０℃未満の場合、フェライトからオーステナイトに変態しないため、マルテンサイト量が不十分であり、引張強度の低下及び降伏比の上昇を招いてしまう。一方、最高到達温度が８５０℃超になると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、硬質第２相の量が増加し、フェライトの量が減少することにより、延性の低下及び降伏比の上昇を招いてしまう。上記の効果をより安定して得るためにより好ましい最高到達温度の範囲は、７７０℃以上、８３０℃以下である。

また、鋼板の温度が７２０℃以上である温度範囲での滞留時間は１０〜２００ｓとする。鋼板の温度が７２０℃以上になる時間が１０ｓ未満であると、フェライトからオーステナイトへの変態が十分に進行しないため、十分なマルテンサイトを確保できず、引張強度の低下及び降伏比の上昇を招いてしまう。一方、７２０℃以上での滞留時間が長くなると、生産性の低下を招いてしまうため、この温度域の滞留時間は２００ｓ以下とする。上記の効果をより安定して得るためにより好ましい７２０℃以上の温度域の滞留時間は１５０ｓ以下であり、更に好ましくは１２０ｓ以下である。

また、焼鈍後、鋼を５００℃以下まで冷却する一次冷却を行う。このときの冷却速度が３℃／ｓ未満の場合、十分にマルテンサイトが得られなくなることがある。この観点から、冷却速度の下限は３℃／ｓとする。一方、冷却速度を２５０℃／ｓ超とするには、特殊な設備の導入などが必要になるため、２５０℃／ｓを冷却速度の上限とすることが好ましい。焼鈍後の冷却速度は、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却により、適宜制御すれば良い。

冷却後、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、上記一次冷却後かつ後述の調質圧延（スキンパス圧延）より前に行う。亜鉛めっきの組成は特に限定するものではなく、Ｚｎの他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。なお、めっきは、焼鈍と別工程で行っても良いが、生産性の観点から、焼鈍とめっきを連続して行う、連続焼鈍−溶融亜鉛めっきラインによって行うことが好ましい。

上記溶融亜鉛めっきに対して合金化処理を行う場合は、溶融亜鉛めっきを施した後かつスキンパス圧延より前に、４５０〜６００℃の温度範囲で行うことが好ましい。４５０℃未満では合金化が十分に進行しない。また、６００℃超では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化して、プレス等の加工によってめっきが剥離する等の問題を誘発することがある。合金化処理の時間は、１０ｓ未満では合金化が十分に進行しないことがあるため、１０ｓ以上とすることが好ましい。また、合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、生産効率の観点から１００ｓ以内とすることが好ましい。
また、生産性の観点から、連続焼鈍−溶融亜鉛めっきラインに合金化処理炉を連続して設け、焼鈍、めっき及び合金化処理を連続して行うことが好ましい。

調質圧延（スキンパス圧延、ＳＰＭ）は、形状矯正と表面性状確保のために行い、伸び率２．０％以下の範囲で行うことが好ましい。これは、伸び率が２．０％を超えると、ＢＨ量が低下することがあるためである。
このスキンパス圧延の前に、２００〜４５０℃の温度範囲で３０ｓ以上の熱処理（過時効処理）を行っても良い。この場合、過時効処理の後に二次冷却を行う。

二次冷却の条件は、１℃／ｓ以上３℃／ｓ以下の冷却速度で１００℃以下までの冷却とする。二次冷却速度が１℃／ｓ未満であると、生産性を落とすだけでなく、得られる硬質第二相（特にマルテンサイト）の量が減るため降伏比が増大し、プレス成形性を悪化させることがあるため、その下限を１℃／ｓ以上とする。また、二次冷却速度が３℃／ｓ超になると、得られる硬質第二相の量が過剰になり引張強度及び降伏強度共に上昇するため降伏比も増大し、プレス成形性を悪化させることがあるため、その上限を３℃／ｓ以下とする。

図１及び２は、Ｍｎ／Ｃｒ比、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）比に対して、それぞれ降伏比ＹＲの数値を示す。降伏比（ＹＲ）とは、引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＰ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＰ／ＴＳである。なお、引張特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験によって測定したものであり、Ｅｌ［％］は破断伸びである。また、引張試験において、降伏現象が見られた場合は、上降伏点を降伏強度として評価し、降伏現象が見られない場合には０．２％耐力を降伏強度として評価した。

図１及び２から判るように、Ｍｎ／Ｃｒ比、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）比が小さい程、降伏強度が低下し加工性が向上する。この現象の原因については明らかではない。Ｍｎ／Ｃｒ比、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）比を適正な範囲とすることが、降伏比の低減に極めて重要であり、前述の降伏比が０．５５以下となるのがＭｎ／Ｃｒが３．０以下、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が３．０以下の範囲である。

次に、金属組織について説明する。
本発明によって得られる鋼板のミクロ組織は、フェライトと硬質第２相（フェライト以外の組織）からなる。
フェライトの面積率が８０％未満であると、硬質第２相が増加して、降伏強度及び降伏比が大きくなり、加工性、特にプレス成形性が劣化する。そのため、フェライトの面積率の下限を８０％以上とした。

図４は、未再結晶フェライトの面積率と連続焼鈍時のＡｃ１変態点からＡｃ３変態点までの昇温速度の比に対して、それぞれ降伏比ＹＲの数値を示す。図４から、昇温速度を適正な範囲とし、未再結晶フェライトの面積率を制御することが、降伏比の低減に極めて重要であることが分かる。フェライトのうち、未再結晶フェライトの面積率が１０％を超えると、降伏強度及び降伏比が増大し、プレス成形性を悪化させることがある。そのため、未再結晶フェライトの面積率を１０％以下とした。図４から判るように、このような未再結晶フェライトの面積率を得るには、昇温速度を１０℃／ｓ未満とする必要がある。

なお、未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト（焼鈍の加熱時に再結晶したフェライト）及び変態フェライト（焼鈍後の冷却時にオーステナイトから変態したフェライト）とは、電子後方散乱解析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰという。）の結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法）で解析することにより判別することができる。

未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライト以外のフェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位が一定になるためである。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができる。本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内且つ、平均結晶方位差が２°以上あるピクセル間を粒界と定義した時に、結晶粒径が３μｍ以上である粒を未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。

ＥＢＳＰ測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の１０分の１の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行えば良い。このＥＢＳＰ測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように作製する。

未再結晶フェライトを含むフェライトの総面積率は、硬質第２相の面積率の残部である。従って、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析してフェライトの総面積率を求めることができる。更に、この組織写真とＥＢＳＰの結晶方位測定の結果を対比させることによって、未再結晶フェライト及び未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライトと変態フェライトの面積率の合計を求めることもできる。

フェライトの結晶粒径が５μｍ未満であると、降伏比が増加して加工性が悪化し、一方、２０μｍを超えると成形後の表面外観が劣化するだけでなく、強度低下を招き得る。そのため、フェライトの結晶粒径は５〜２０μｍの範囲と規定してもよい。

また、上記光学顕微鏡写真を用いてフェライト結晶粒径とフェライト結晶粒のアスペクト比を画像解析により測定する。光学顕微鏡写真上の未再結晶フェライト結晶粒は一般的に、扁平な略楕円形であり、再結晶フェライト又は変態フェライトの結晶粒は、未再結晶フェライト粒と比較して円形に近く、アスペクト比の低い形状となる。未再結晶フェライト、再結晶フェライト、又は変態フェライトを含む、フェライト結晶粒の粒形のアスペクト比（長辺と短辺との比率）を制御することによって、より安定的に鋼板品質の向上を図ることができる。フェライト結晶粒アスペクト比の測定は、上記光学顕微鏡写真の画像解析によって行う。すなわち、ナイタールエッチングを施した試料の任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において、１０００倍で撮影した光学顕微鏡写真を複数用意する。そして、上記写真より任意の結晶粒３００個を選択し、それぞれの結晶粒の圧延方向及び圧延方向に垂直な方向における粒径を画像解析により求め、その長さの比（＝圧延方向の粒径／圧延方向に垂直な方向の粒径）を算出し、アスペクト比とする。また円相当直径を求め、フェライト結晶粒径とした。
本発明の実施形態にかかる鋼板では、アスペクト比１．２％以下の結晶粒の比率を、全フェライト結晶粒中、６０％以上と規定しても良い。この比率を保つことによって、鋼板に十分な量の再結晶フェライトを担保でき、良好な加工性を得ることができる。より好ましくは、アスペクト比１．２％以下の結晶粒の比率を、全フェライト結晶粒中６５％以上、更に好ましくは７０％以上と規定する。

硬質第２相は、マルテンサイト以外に、ベイナイト、残留オーステナイトの何れか一方又は双方を含むことがある。硬質第２相は、高強度化に寄与する一方で、過剰に存在すると延性の低下及び降伏比の上昇を招くため、その面積率の下限を１％、上限を２０％とする。
また、硬質第２相のうち、マルテンサイトの面積率が３％未満であると、降伏比を０．５５以下に低減させることが困難になるため、３％以上であることが好ましい。

ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチし、光学顕微鏡で観察すれば良い。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を画像解析することによって、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内のいずれか１種又は２種以上の面積率の合計量を、フェライト以外の相の面積率として求めることができる。残留オーステナイトは、光学顕微鏡ではマルテンサイトとの区別が困難であるが、Ｘ線回折法によって体積率の測定を行うことができる。なお、ミクロ組織から求めた面積率は、体積率と同じである。

未再結晶フェライトやマルテンサイトなど、硬質組織の残留率が高いと、鋼板組織の硬度に不均一が生じる。この鋼板をプレス成形すると、比較的硬度の低い部位が優先されて局部的に塑性変形するため、圧延方向に沿った板厚の不均一が発生しやすい。この結果、鋼板表面に筋状の凹凸の疵が生じる。自動車外板等に用いられる鋼板では、表面の美観が重視されるため、筋状凹凸表面欠陥は重大な欠陥として扱われ、歩留まりの著しい低下を招く。
本発明では、筋状凹凸表面欠陥の発生を抑制するため、発生の原因である組織硬度の不均一性を抑制する。
本発明の実施形態にかかる鋼板では、未再結晶フェライトやマルテンサイトの面積率及びフェライト結晶粒のアスペクト比に着目して鋼組織を制御することによって、筋状凹凸表面欠陥を抑制し、安定した自動車用鋼板の製造を可能とする。

表１に示す組成を有する鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を、１１５０〜１２５０℃で再加熱した後、常法に従って熱間圧延を行った。この時、仕上げ温度は８６０〜９４０℃、巻取温度は５００〜６００℃とした。その後、表２の圧下率で冷間圧延を施した後、表２に示す条件で焼鈍、あるいは更に溶融亜鉛めっきを行った。なお、表１の［−］は、成分の分析値が検出限界未満であったことを意味する。各表中数値の下線は、その数値が本願発明の範囲外であることを意味する。

製造後の冷延鋼板から、幅方向（ＴＤ方向という。）を長手方向としてＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠してＴＤ方向の引張特性を評価した。またＪＩＳ Ｚ２２４８記載の３号試験片を用いて、内側半径が零で、曲げ角度を１８０°とする密着曲げ試験を巻付け法で行い、試験片表面を肉眼で観察した。曲げ試験で鋼板に割れが発生せず、肉眼による観察で裂けきずその他の欠点が認めらない場合を密着曲げ加工性良好、鋼板に割れが生じたり、肉眼による観察で裂けきずその他の欠点が肉眼で認められた場合を密着曲げ加工性不良と判定した。

鋼板の板厚断面のミクロ組織観察は、圧延方向を観察面として試料を採取し、エッチングをレペラー法として、光学顕微鏡で行った。硬質第２相の面積率は、光学顕微鏡による組織写真を画像解析し、フェライト以外の相の合計として求めた。また、未再結晶フェライトの面積率及び残部、即ち、未再結晶フェライトを除くフェライトの面積率は、ＥＢＳＰの結晶方位測定及びその測定結果と光学顕微鏡組織写真を照合し、画像解析によって求めた。
フェライト粒径、フェライト粒のアスペクト比の平均値および、アスペクト比 １．２以下のフェライト粒率は、上記の光学顕微鏡による組織写真の画像解析によって求めた。
これらの解析結果を表３に示す。

降伏強度及び降伏比は、加工性、特にプレス成形性との相関が強く、降伏強度が２７０ＭＰａを超え、降伏比が０．５５を超える鋼板は加工性が不十分である。そのため、降伏強度及び降伏比の上限を、それぞれ、２７０ＭＰａ以下及び０．５５以下を良好とする。
２％引張予歪付加後に１７０℃×１２００ｓ時効した後の再引張り時における降伏強度（以下、単に歪み時効降伏強度ともいう。）及びＢＨ量は、成形を行い、更に塗装焼付処理を行った部品の耐デント性との正の相関を有するものであり、ＪＩＳ Ｇ ３１３５の附属書に記載された塗装焼付硬化試験方法に準拠して測定される歪み時効降伏荷重及びＢＨ量である。ＢＨ量が５０ＭＰａ未満及び歪み時効降伏強度が３３０ＭＰａ未満である場合、耐デント性の観点から、鋼板を十分に薄肉化出来ないことがある。そのため、ＢＨ量及び歪み時効降伏強度は、それぞれ５０ＭＰａ以上及び３３０ＭＰａ以上を良好とする。

強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌ［ＭＰａ・％］は、成形性の指標であり、１７０００未満であると成形時に破断する場合があるので、１７０００以上であることが好ましい。より厳しい成形条件でも破断しない条件として、ＴＳ×Ｅｌ［ＭＰａ・％］が１７５００以上であることがより好ましい。

その結果は表３に示す通り、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延及び冷延し、更に、適切な条件で焼鈍することにより、降伏強度及び降伏比が低く、密着曲げ加工性も良好な強度−延性バランスに優れた高強度亜鉛めっき鋼板を得ることが可能である。
鋼Ｏは、Ｓｉ量が多く、フェライト結晶粒のアスペクト比が大きいため、密着曲げ加工性が不良となっている。
鋼Ｑは、Ｃ量が多いため、フェライト面積率が低く、降伏強度及び降伏比が高い。
鋼Ｒは、Ｍｎ量が低いため、マルテンサイト量が少なくなり、降伏強度及び降伏比が高い。
鋼Ｓは、Ａｌ量が低いため、フェライト面積率が低く、降伏強度及び降伏比が高い。
鋼Ｖは、Ｓｉ量が多いため、密着曲げ加工性が不良となっている。
鋼Ｘは、Ｃｒ量が低いため、マルテンサイト量が少なくなり、降伏強度及び降伏比が高い。
鋼ＡＡは、特許文献６の鋼１と実質同様の組成を持ち、Ｍｎ量が多く、Ａｌ量が低いため、フェライト面積率が低い。また、鋼ＡＡを用いて特許文献６に記載の方法に従って行った製造Ｎｏ．５７では、冷間圧延の圧下率が低いため、未再結晶フェライトが多い。このため、降伏強度及び降伏比が高い。
鋼ＡＢは、Ｃｒ量が高いため、マルテンサイト量が多くなり、引張強度及び降伏強度が高い。
鋼ＡＣは、Ｎ量が高いため、降伏強度及び降伏比が高い。
製造Ｎｏ．４は、焼鈍のＡｃ１変態点からＡｃ３変態点までの昇温速度が遅く、フェライトの結晶粒径が大きい。このため、引張強度が低く、ＴＳ×Ｅｌが低い。
製造Ｎｏ．５は、冷間圧延率が低いため、未再結晶フェライトが多い。このため、降伏強度及び降伏比が高い。
製造Ｎｏ．６は、一時冷却速度が遅い。このため、マルテンサイト量が少なくなり、降伏強度及び降伏比が高い。
製造Ｎｏ．１０は、焼鈍の昇温速度が速いため、未再結晶フェライト分率が高く、フェライト粒のアスペクト比が高く、フェライトの結晶粒径が微細化している。このため、降伏強度及び降伏比が高い。
製造Ｎｏ．２４は、焼鈍の最高到達温度が低く、マルテンサイト量が少ないため、引張強度が低い。
製造Ｎｏ．２５は、スキンパス圧延率が高いため、ＢＨ量が低い。
製造Ｎｏ．２９は、焼鈍の最高到達温度が高いため、硬質第２相分率が多く、降伏強度及び降伏比が高い。
製造Ｎｏ．３４は、焼鈍の最高到達温度での滞留時間が短いため、マルテンサイト量が少なく、またフェライト結晶粒のアスペクト比が大きいため、降伏比が高い。
製造Ｎｏ．４３は、焼鈍の昇温速度が速いため、未再結晶フェライト分率が高く、降伏強度及び降伏比が高い。
製造Ｎｏ．４４は、冷間圧延率が低いため、未再結晶フェライト分率が高く、降伏強度及び降伏比が高い。

本発明の各態様によると、引張強度が３９０〜５００ＭＰａであり、降伏強度及び降伏比が低く、強度−延性バランスに優れ、塗装焼付硬化性を有した鋼板の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。更に、本発明は、優れた加工性、特にプレス成形性、塗装焼付硬化性及び表面品位が要求される自動車用の外板パネル部材、特に外板パネル部材の板厚を減少させることを可能にするものであり、自動車車体の軽量化等に対する貢献が大きいという極めて顕著な効果を奏する。また、安定して筋状凹凸表面欠陥の発生を抑制でき、高強度鋼板の鋼板歩留まりを大きく向上できる。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．１５％以下、
   Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、
   Ｐ ：０．１０％以下、
   Ｓ ：０．０１５％以下、
   Ａｌ：０．１０〜０．８０％、
   Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、
   Ｎ ：０．０１００％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   金属組織がフェライトと硬質第２相からなり、
   前記フェライトの面積率が８０％以上であり、
   前記硬質第２相の面積率が１〜２０％であり、
   前記フェライトのうち、未再結晶フェライトの分率が面積率で１０％未満であり、
   フェライト粒径が５〜２０μｍであり、
   全フェライト結晶粒中でアスペクト比１．２以下のフェライト結晶粒が６０％以上である
   ことを特徴とする高強度鋼板。
2. 前記高強度鋼板の成分組成が、
   Ｍｎ／Ｃｒ：３．０以下、
   Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）：３．０以下、
   を満足することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 質量％で、
   Ｎｂ：０．０００５〜０．０５００％、
   Ｔｉ：０．０００５〜０．０５００％、
   Ｍｏ：０．００５〜１．５００％、
   Ｗ：０．００５〜１．５００％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１００％、
   Ｎｉ：０．００５〜１．５００％、
   Ｃｕ：０．００５〜１．５００％、
   Ｖ：０．００５〜１．５００％
   のうち、１種又は２種以上を更に含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
4. 請求項１〜３の何れか１項に記載の高強度鋼板であって、前記高強度鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを設けたことを特徴とする高強度鋼板。
5. 前記高強度鋼板がＣｒ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０．０１５％未満を含有することを特徴とする請求項４に記載の高強度鋼板。
6. 請求項１〜３の何れか１項に記載の高強度鋼板の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、圧延率６０％超の冷間圧延を施して鋼板を得た後、
   前記鋼板を、Ａｃ_１変態点からＡｃ_３変態点までの温度範囲での昇温速度を１〜１０℃／ｓに制限して７２０〜８５０℃の温度範囲内まで昇温し、前記鋼板の温度が７２０〜８５０℃である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍し、
   前記焼鈍の後、３℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで一次冷却した後、２００〜４５０℃の温度範囲で３０ｓ以上の熱処理を行い、
   その後、１℃／ｓ以上、３℃／ｓ以下の冷却速度で１００℃以下まで二次冷却を行った後、２．０％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
7. 請求項１〜３の何れか１項に記載の高強度鋼板の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、圧延率６０％超の冷間圧延を施して鋼板を得た後、
   前記鋼板を、Ａｃ _１ 変態点からＡｃ _３ 変態点までの温度範囲での昇温速度を１〜１０℃／ｓに制限して７２０〜８５０℃の温度範囲内まで昇温し、前記鋼板の温度が７２０〜８５０℃である滞留時間を１０〜２００ｓとして焼鈍し、
   前記焼鈍の後、３℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで一次冷却した後、溶融亜鉛めっきを行い、
   その後、１℃／ｓ以上、３℃／ｓ以下の冷却速度で１００℃以下まで二次冷却を行った後、２．０％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
8. 前記溶融亜鉛めっきを施した後、かつ前記二次冷却を施す前に、４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の合金化熱処理を行うことを特徴とする請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。

Images