JP6901417B2 - 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関する。詳細には、引張強度ＴＳ（ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が９８０ＭＰａ以上の高強度で加工性に優れる鋼板、およびその表面に亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関する。

自動車の構造部品等に用いられる鋼板には、燃費改善を実現するため、９８０ＭＰａ以上の高強度が求められる。鋼板の高強度化に伴い、延性、穴広げ性等の加工性が低下することになり、複雑形状の部品をプレス加工することが難しくなる。したがって、高強度鋼板であっても、延性（伸び）、穴広げ性等の加工性に優れていることが求められる。

強度と加工性を兼ね備えた鋼板として、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）現象を利用した鋼板（以下、「ＴＲＩＰ鋼板」と呼ぶ）が知られている。ＴＲＩＰ鋼板は、準安定オーステナイト（以下、「残留オーステナイト」と呼ぶことがあり、「残留γ」と記載することがある）を含む鋼板であり、鋼板が応力を受けて変形する際に、マルテンサイトに変態することによって変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果があり、それにより均一変形能が向上して良好な伸びを発揮する。

また、強度９８０ＭＰａ級のＴＲＩＰ鋼板を自動車の構造部品等に用いる場合には、部品成形時の寸法精度や、乗客および対人のための衝突安全性を考慮して、鋼板の降伏応力ＹＳ（ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｓｓ）が所定の範囲（例えば、５３０〜８００ＭＰａ程度）となるように設計することも重要である。

ＴＲＩＰ鋼板を応用した技術として、特許文献１のような技術も提案されている。この技術では、焼戻しマルテンサイト、フェライト、ベイナイト、残留γ、パーライト、マルテンサイトの分率を制御することにより、強度−延性―ＹＳバランスを改善することが示されている。

しかしながらこの技術では、加工性を評価する上で重要な特性である「穴広げ性」については、何ら考慮されていない。

穴広げ性を考慮した技術として、例えば特許文献２のような技術も提案されている。この技術では、ＴＲＩＰ鋼板のうち、所定の結晶方位の極密度を制御するとともに、鋼板のフェライト、ベイナイト、残留γ、マルテンサイト、パーライト、焼戻しマルテンサイト等のミクロ組織を制御することによって、強度、延性、穴広げ性を良好にすることが示されている。

しかしながら、この技術においては、上記の要件を満足させるためには、熱間圧延の細かい制御が必要となり、また穴広げ性に影響を与えると思われるフェライトの粒径や形状の制御が十分に行われているとはいえない。

特開２０１２−１２２０９３号公報 特許第５４０８３８３号公報

本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、伸びおよび穴広げ性等の加工性に優れ、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度であり、降伏応力ＹＳが５３０〜８００ＭＰａの範囲となる高強度鋼板、およびその表面に亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明の高強度鋼板は、
質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ:１．０〜３．０％、
Ｍｎ:１.５〜３．０％、
Ｐ :０％超〜０．１％、
Ｓ :０％超〜０．０５％、
Ａｌ:０．００５〜１％、および
Ｎ :０％超〜０．０１％を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
（１）鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ＭＡ混合組織、および残留オーステナイトを含み、
（２）前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、
ポリゴナルフェライトが３０〜６０面積％であり、
（３）前記金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、
ＭＡ混合組織が２１面積％以下であり、
（４）前記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、
残留オーステナイトが８体積％以上であり、
（５）前記ポリゴナルフェライトのうち、円相当直径が３５．０μｍ以上のポリゴナルフェライトの面積率が０％であり、円相当直径が１０．０μｍ以上３５．０μｍ未満のポリゴナルフェライトの面積率が１０％以下であり、且つ
（６）金属組織において、下記式（Ｉ）で規定される連結度が１０％以上であることを特徴とする。
連結度（％）＝（フェライト同士の界面長さ／フェライトと硬質組織間の界面長さ）
×１００ ・・・（Ｉ）

本発明の高強度鋼板においては、前記ポリゴナルフェライトにおける平均円相当直径が１０．０μｍ以下であり、且つ標準偏差が３．５μｍ以下であることが好ましい。

本発明には、前記高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有している高強度亜鉛めっき鋼板も包含される。

本発明には、前記化学成分組成を満足する熱間圧延鋼板を、酸洗、冷間圧延後に、１０℃／秒以上、２０℃／秒未満の平均加熱速度でＡｃ₁点まで加熱する一次加熱工程と、
Ａｃ₃点−１００℃〜Ａｃ₃点−３０℃まで加熱する二次加熱工程と、
上記Ａｃ₃点−１００℃〜Ａｃ₃点−３０℃の加熱温度から平均冷却速度：２０℃／秒未満で６５０℃まで冷却する一次冷却工程と、
６５０〜３００℃の温度範囲を平均冷却速度：２０℃／秒以上としつつ、１００℃以上３００℃未満まで冷却する二次冷却工程と、
３５０℃以上、５５０℃以下まで再加熱後、同温度域にて３０秒以上、１０００秒以下保持する再加熱工程とを、
この順で含む高強度鋼板の製造方法も含まれる。

この製造方法においては、前記再加熱工程で溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行ってもよい。

本発明によれば、鋼板の化学成分組成および金属組織を適切に規定しており、特にポリゴナルフェライトの形態を厳密に規定しているため、伸びおよび穴広げ性が良好であり、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上で降伏応力ＹＳが５３０〜８００ＭＰａの範囲となる高強度鋼板、およびその製造方法が実現できる。

図１は、本発明に係る高強度鋼板を製造するときの焼鈍パターンを示した模式図である。

本発明者らは、上記目的を達成すべく、様々な角度から検討した。その結果、ＴＲＩＰ鋼板の化学成分組成および金属組織を適切に制御すること、特にポリゴナルフェライトの形態を厳密に規定することによって、伸びおよび穴広げ性を良好にでき、しかも引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上で降伏応力ＹＳが５３０〜８００ＭＰａの範囲とできることを見出し、本発明を完成した。

まず、本発明に係る高度強度鋼板の金属組織について説明する。

上記高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ＭＡ混合組織、および残留オーステナイト（残留γ）を含む混合組織である。

そして、前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、ポリゴナルフェライトが３０〜６０面積％であり、前記金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、ＭＡ混合組織が２１面積％以下であり、前記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、残留γが８体積％以上であることが重要である。

まず、これらの金属組織の要件について説明する。

（ポリゴナルフェライト：３０〜６０面積％）
ポリゴナルフェライトは、ベイナイトに比べて軟質であり、鋼板の伸びを高めて加工性を改善するのに作用する組織である。こうした作用を発揮させるには、ポリゴナルフェライトは、金属組織全体に対して３０面積％以上とする必要があり、好ましくは３５面積％以上、より好ましくは４０面積％以上とする。しかしながら、ポリゴナルフェライトの生成量が過剰になると、引張強度ＴＳや降伏応力ＹＳが低下する。したがって本発明では、ポリゴナルフェライトは、金属組織全体に対して６０面積％以下とする必要があり、好ましくは５５面積％以下、より好ましくは５０面積％以下とする。

（ＭＡ混合組織：２１面積％以下）
ＭＡ混合組織（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は、フレッシュマルテンサイトと残留γの混合組織として知られており、鋼板を加熱温度から室温まで冷却する過程で、未変態のオーステナイトとして存在していた組織の一部がマルテンサイトに変態し、残りはオーステナイトのまま残存することによって生成する組織であり、焼戻しマルテンサイトとは区別している。このようなＭＡ混合組織が存在することによって、強度や伸び（延性）を向上させることができる。強度−延性バランスを向上させるという観点からは、ＭＡ混合組織は、金属組織全体に対して１０面積％以上とすることが好ましく、より好ましくは１３面積％以上である。

一方、ＭＡ混合組織が多くなりすぎると、穴広げ性が低下するとともに、降伏応力ＹＳも低くなる。よって本発明では、ＭＡ混合組織は２１面積％以下とする必要がある。好ましくは１９面積％以下であり、より好ましくは１７面積％以下である。

本発明ではレペラー腐食して光学顕微鏡観察したときに白色化した箇所をＭＡ混合組織とした。なお、ＭＡ混合組織を構成するフレッシュマルテンサイトと残留γは、光学顕微鏡観察では区別することは困難なため、フレッシュマルテンサイトと残留γの複合組織をＭＡ混合組織として測定している。

（残留γ：８体積％以上）
残留γは、主に金属組織のラス間に存在するが、ラス状組織の集合体（例えば、ブロックやパケット）および旧γの粒界上に塊状に存在することもある。この残留γの体積率は、Ｘ線回折法で測定できる。残留γは、鋼板が歪みを受けて変形する際にマルテンサイトに変態することで良好な伸びを発揮する。つまり、残留γを含むことにより、歪みを受けて変形する部分の硬化が促され、歪みの集中を防ぐことができる。これらの効果は、一般的に、ＴＲＩＰ効果と呼ばれている。

ＴＲＩＰ効果を発揮させるために、残留γは金属組織全体に対して８体積％以上とする。残留γは、好ましくは１０体積％以上であり、より好ましくは１２体積％以上である。残留γの体積率が高くなると、成形時に粗大な加工誘起マルテンサイトとして生成することで穴広げ性が低下する。したがって、残留γは２０体積％以下であることが好ましく、より好ましくは１８体積％以下である。

本発明の鋼板においては、ポリゴナルフェライトの形態を下記のように規定する必要がある。

（円相当直径が３５．０μｍ以上のポリゴナルフェライトの面積率が０％、円相当直径が１０．０μｍ以上３５μｍ未満のポリゴナルフェライトの面積率が１０％以下）
ポリゴナルフェライトが粗大粒になるほど、応力が集中するため、降伏応力ＹＳが低下し、穴広げ性も劣化する。したがって、円相当直径が３５．０μｍ以上のポリゴナルフェライトの面積率は０％とし、円相当直径が１０．０μｍ以上３５μｍ未満のポリゴナルフェライトの面積率は１０％以下とする必要がある。後者の面積率は、好ましくは７％以下であり、より好ましくは４％以下である。なお、「円相当直径」とは、ポリゴナルフェライトの結晶粒の大きさ（面積）に着目し、面積が同一となる円に換算したときの直径（相径）を意味する。

本発明の鋼板の金属組織において、「フェライトと硬質組織間の界面長さ」に対する「フェライト同士の界面長さ」の割合を連結度として、下記式（Ｉ）のように規定したとき、この連結度が１０％以上であることも必要である。
連結度（％）＝（フェライト同士の界面長さ／フェライトと硬質組織間の界面長さ）
×１００ ・・・（Ｉ）

上記連結度を１０％以上とすることで、強度と加工性のバランスを向上させることができる。この連結度が１０％未満となると、加工時に硬質組織での歪量が増大することとなり、ボイドの発生や亀裂の進展が促進され、伸び、穴広げ性が劣化する。またフェライトへの歪の集中が抑制されることで、降伏応力ＹＳが過剰に高まる。したがって、連結度は１０％以上とする。好ましくは１４％以上、より好ましくは１８％以上とする。なお、上記式（Ｉ）中の「硬質組織」は、基本的にフェライト以外の組織であり、ＭＡ混合組織、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト等を含む。

上記のように、金属組織においては、ポリゴナルフェライトの分布や連結度を厳密に規定する必要があるが、必要によって、ポリゴナルフェライトの平均円相当直径、およびポリゴナルフェライトの円相当直径の標準偏差を適切な範囲とすることが好ましい。

（ポリゴナルフェライトの平均円相当直径：１０．０μｍ以下、ポリゴナルフェライトの円相当直径の標準偏差：３．５μｍ以下）
ポリゴナルフェライトの平均円相当直径、およびポリゴナルフェライトの円相当直径の標準偏差が大きくなると、粗大粒の面積比率が増えて、応力が集中するため、降伏応力ＹＳが低下し、穴広げ性も劣化する。したがって、ポリゴナルフェライトの平均円相当直径は１０．０μｍ以下とすることが好ましい。この平均円相当直径は、より好ましくは８．０μｍ以下であり、更に好ましくは６．０μｍ以下である。またポリゴナルフェライトの円相当直径の標準偏差は、３．５μｍ以下であることが好ましく、より好ましくは３．０μｍ以下であり、更に好ましくは２．５μｍ以下である。

（その他の組織）
本発明に係る高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ＭＡ混合組織、および残留γからなっていてもよいが、本発明の作用を損なわない範囲で、上記組織以外の他の組織として、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト等の組織（以下、「残部組織」と呼ぶことがある）を有していてもよい。このうち、パーライトは、強度および降伏応力ＹＳを低下させるため、鋼板の断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡で観察したときに、５面積％以下であることが好ましい。

次に、本発明に係る高強度鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成における％は、質量％を意味する。

上記高強度鋼板は、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ:１．０〜３．０％、Ｍｎ:１.５〜３．０％、Ｐ:０％超、０．１％以下、Ｓ:０％超、０．０５％以下、Ａｌ:０．００５〜１％、およびＮ:０％超、０．０１％以下を満足する。

（Ｃ：０．１０〜０．３０％）
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、またオーステナイトを安定化させて残留γを確保するためにも必要な元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では、Ｃ量は、０．１０％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると、穴広げ性や溶接性が劣化する。したがって本発明では、Ｃ量は、０．３０％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．２８％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。

（Ｓｉ：１．０〜３．０％）
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に寄与する元素である。またＳｉは、炭化物の析出を抑えてオーステナイト中にＣを凝縮させて安定化し、残留γを確保し、伸びを改善させるのに重要な元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では、Ｓｉ量は、１．０％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．３％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、焼鈍での加熱、均熱時に、ポリゴナルフェライトのオーステナイトへの逆変態が起こらず、ポリゴナルフェライトが過剰に残存し、強度不足になる。また熱間圧延時にスケールが著しく形成されて鋼板表面にスケール跡疵が付き、表面性状を悪化させる。したがって本発明では、Ｓｉ量は、３．０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．６％以下であり、より好ましくは２．３％以下である。

（Ｍｎ：１．５〜３．０％）
Ｍｎは、焼入性向上元素として作用し、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成するのを抑制し、鋼板の強度を高める元素である。また、Ｍｎは、残留γを安定化するのにも寄与する。こうした効果を発揮させるために、本発明では、Ｍｎ量は、１．５％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．７％以上、より好ましくは１．９％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有すると、ベイナイトの生成が著しく抑制され、ＭＡ混合組織量が過剰となり、穴広げ性の劣化、降伏応力ＹＳの低下が発生する。また、鋳片割れが生じるなどの悪影響が生じる。したがって本発明では、Ｍｎ量は３．０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．７％以下である。

（Ｐ:０％超、０．１％以下）
Ｐは、不可避不純物であり、過剰に含有すると粒界偏析による粒界脆化を助長し、室温での加工性が劣化する。したがって本発明では、Ｐ量は０．１％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。

（Ｓ:０％超、０．０５％以下）
Ｓは、不可避不純物であり、過剰に含有するとＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって室温での加工性が劣化する。したがって本発明では、Ｓ量は０．０５％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｓ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．０００１％程度含有する。

（Ａｌ:０．００５〜１％）
Ａｌは、Ｓｉと同様、炭化物の析出を抑えて残留γを確保するのに重要な元素である。またＡｌは、脱酸材としても作用する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ａｌ量は、０．００５％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると鋼板中に介在物が多く析出し、室温での加工性が劣化する。したがって本発明では、Ａｌ量は１％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。

（Ｎ:０％超、０．０１％以下）
Ｎは、不可避不純物であり、過剰に含有すると窒化物が多量に析出して割れの起点となり、室温での加工性が劣化する。したがって本発明では、Ｎ量は０．０１％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｎ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。

本発明に係る高強度鋼板の基本成分は上記のとおりであり、残部は、鉄、および上記Ｐ，Ｓ，Ｎ以外の不可避不純物である。この不可避不純物としては、本発明の効果を損なわない範囲で、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。

本発明の高強度鋼板には、更に他の元素として、下記（ａ）〜（ｄ）に属する少なくとも１種を含有してもよい。
（ａ）Ｃｒ：０％超、１％以下、およびＭｏ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｂ）Ｔｉ：０％超、０．１５％以下、Ｎｂ：０％超、０．１５％以下、およびＶ：０％超、０．１５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｃ）Ｃｕ：０％超、１％以下、およびＮｉ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｄ）Ｂ：０％超、０．００５％以下。

（ａ）ＣｒおよびＭｏは、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成するのを抑制し、強度低下を防止する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｒ量は、０．０２％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。Ｍｏ量は、０．０２％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。

しかしながら、ＣｒおよびＭｏを過剰に含有すると、Ｍｎと同様、ベイナイトの生成が著しく抑制され、ＭＡ混合組織が過剰となり、穴広げ性の劣化、降伏応力ＹＳの低下が発生する。したがって本発明では、Ｃｒ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｍｏ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒおよびＭｏは、いずれか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。

（ｂ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも金属組織を微細化して鋼板の強度と降伏応力ＹＳ、穴広げ性を向上させるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。Ｎｂ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。Ｖ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。

しかしながら、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶを過剰に含有しても効果は飽和する。また炭化物が粒界に析出し、室温での加工性が劣化することがある。したがって本発明では、Ｔｉ量は、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｎｂ量は、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｖ量は、０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、いずれか１種を含有してもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。

（ｃ）ＣｕおよびＮｉは、鋼板の耐食性を向上させるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｕ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ量は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。

しかしながら、ＣｕおよびＮｉを過剰に含有しても効果は飽和する。また、熱間加工性が劣化することがある。したがって本発明では、Ｃｕ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｎｉ量は、１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｕおよびＮｉは、いずれか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。

（ｄ）Ｂは、ＣｒおよびＭｎと同様、冷却中にポリゴナルフェライトが過剰に生成するのを抑制し、強度低下を防止する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｂ量は、０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。

しかしながら、Ｂを過剰に含有すると、ＣｒおよびＭｎと同様、ベイナイトの生成が著しく抑制されＭＡ量が過剰となり、穴広げ性の劣化、降伏応力ＹＳの低下が発生する。したがって本発明では、Ｂ量は、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。

上記高強度鋼板の表面には、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ：Ｈｏｔ Ｄｉｐ−Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ：Ａｌｌｏｙｅｄ Ｈｏｔ Ｄｉｐ−Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）を有していてもよく、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も本発明に包含される。

次に、本発明に係る高強度鋼板の製造方法について、図面を参照しつつ説明する。図１は、本発明に係る高強度鋼板を製造するときの焼鈍パターンを示した模式図であり、横方向は時間（秒）、縦方向は温度（℃）を示す。

図１に示したパターンは焼鈍後の工程を示したものであり、それまでの工程は何ら限定するものでなく、通常行われている条件に従えばよい。例えば、連続鋳造法、インゴット法、薄スラブ鋳造法などで鋳造したスラブを、１１５０〜１３００℃程度に再加熱し、粗圧延後、加工性を阻害する集合組織を形成させないように８５０〜９５０℃程度の仕上げ圧延温度となるように仕上げ圧延を行い、５００〜７００℃程度で巻き取り熱延板をすればよい。その後、必要に応じて酸洗した後、冷間圧延する。なお、熱間圧延後、巻き取ったコイルを例えば断熱性のある装置に入れて保温してもよい。酸洗の前あるいは後に、加熱炉にて焼きなまし等を実施してもよい。

［一次加熱工程］
まず上記のような化学成分組成を満足する熱間圧延鋼板を、酸洗、冷間圧延後に、１０℃／秒以上、２０℃／秒未満の平均加熱速度でＡｃ₁点まで加熱する［図１の（Ａ）の工程］。この一次加熱工程においては、Ａｃ₁点までの加熱時に、再結晶を進め、金属組織の均一化を図る。このときの平均加熱速度が１０℃/秒未満であると、再結晶が進みすぎて粗大フェライトが生成するため、降伏応力ＹＳが低下し、穴広げ性も劣化する。一方、平均加熱速度が２０℃／秒よりも速いと、再結晶が進まず冷間圧延時の歪が残存することでフェライトの変形能が低下し、伸び、穴広げ性が劣化する。

上記Ａｃ_１点は、「レスリー鉄鋼材料科学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｎ Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ 著、１９８５年５月３１日発行、ｐ２７３）に記載されている下記式（II）から算出できる。なお、下記式（II）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ₁点（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］−１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×
［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］ ・・・（II）

［二次加熱工程］
上記のような条件で一次加熱を行った後には、鋼板のＡｃ₃点−１００℃〜Ａｃ₃点−３０℃の温度範囲まで加熱する［図１の（Ｂ）の工程］。この二次加熱工程では、熱間圧延組織であるフェライトからオーステナイトへの逆変態を進め、ポリゴナルフェライトの粗大化を抑制し、且つポリゴナルフェライト分率を調整する。この工程での加熱温度がＡｃ₃点−１００℃未満になると、逆変態が不十分となり、ポリゴナルフェライトが過剰に生成する。加熱温度がＡｃ₃点−３０℃よりも高くなると、オーステナイトへの逆変態が進み過ぎてポリゴナルフェライト分率が過少となる。

上記Ａｃ₃点は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ．２７３）に記載されている下記式（III）に基づいて算出される。なお、下記式（III）中の［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板中に含有していない元素は０％として計算する。
Ａｃ₃点（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］^1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］
＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−{３０×［Ｍｎ］＋１１
×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］−７００×［Ｐ］−４００×［Ａｌ］−１２０×［Ａｓ］
−４００×［Ｔｉ］}・・・（III）

［一次冷却工程］
上記二次加熱工程での加熱温度から、平均冷却速度：２０℃／秒未満で６５０℃まで冷却する［図１の（Ｃ）の工程］。この工程では、フェライトを成長させ、ポリゴナルフェライトの連結度を高め、ポリゴナルフェライト分率を調整する。このときの平均冷却速度が２０℃／秒以上となると、フェライトの成長が不十分となって連結度が低くなることや、ポリゴナルフェライトの生成が不十分となる。このときの平均冷却速度は、１５℃／秒以下であることが好ましい。

［二次冷却工程］
上記一次冷却の後は、６５０〜３００℃の温度範囲を平均冷却速度：２０℃／秒以上としつつ、１００℃以上３００℃未満まで冷却する［図１の（Ｄ）の工程］。この二次冷却工程では、臨界冷却速度以上の平均冷却速度で、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点以下の温度まで冷却することによって、鋼板組織中にマルテンサイトを生成させ、その後の加熱にて焼戻すことによって降伏応力ＹＳを確保する。このときの冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎるとマルテンサイトを十分に生成させることができず、結果としてＭＡ混合組織が増加する。冷却停止温度が低すぎるとマルテンサイトが過剰に生成し、残留γが過少となる。このときの平均冷却速度は、２５℃／秒以上であることが好ましいが、その上限は、概ね１００℃／秒以下である。

上記Ｍｓ点の温度は、上記「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ．２３１）に記載されている下記式（IV）に基づいて算出される。なお、下記式式（IV）中の［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板中に含有していない元素は０％として計算する。
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×
［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］・・・（IV）

［再加熱工程］
上記二次冷却工程の後は、３５０℃以上、５５０℃以下まで再加熱した後、同温度域にて３０秒以上、１０００秒以下保持する［図１の（Ｅ）の工程］。この再加熱工程では、ベイナイト変態を進め、未変態オーステナイト中へのＣ濃化を促進させることで、残留γ量を確保する。再加熱温度が上記温度範囲から外れたり、保持時間が３０秒よりも短くなると、ベイナイトを十分に生成させることができず、残留γ量が少なくなる。この保持時間は、好ましくは５０秒以上である。但し、この保持時間が長くなりすぎても、その効果が飽和するので１０００秒以下とする。好ましくは、５００秒以下である。

［めっき処理］
上記のようにして製造される高強度鋼板の表面には、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成してもよい。

溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層の形成条件は特に限定されず、常法の溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めき処理を採用できる。これにより溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＩ鋼板」と呼ぶことがある）、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板(以下、「ＧＡ鋼板」と呼ぶことがある)が得られる。

ＧＩ鋼板を製造する方法としては、上記鋼板を上記再加熱工程で溶融亜鉛めっき処理を兼ねればよい。すなわち、上記３５０℃以上、５５０℃以下の温度領域に再加熱した後、当該温度範囲に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施して、溶融亜鉛めっき処理と再加熱工程での所定温度での保持とを兼ねてもよい。このとき、上記温度範囲での滞在時間が、上記保持時間の要件（３０秒以上、１０００秒以下）を満足すればよい。

ＧＡ鋼板を製造する方法としては、上記鋼板を上記３５０℃以上、５５０℃以下の温度領域に再加熱した後、その温度域炉内で引き続いて合金化処理を施せばよい。このとき、上記温度範囲での滞在時間（溶融亜鉛めっき処理と合金化処理の合計滞在時間）が、上記保持時間の要件（３０秒以上、１０００秒以下）を満足すればよい。

亜鉛めっき付着量は特に限定されず、例えば、片面あたり１０〜１００ｇ／ｍ²程度とすることが挙げられる。

本発明に係る高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、例えば、板厚が３ｍｍ以下の薄鋼板であってもよい。

本発明に係る高強度鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、加工性に優れている。このような高強度鋼板は、自動車の構造部品の素材として好適に用いられる。自動車の構造部品としては、例えばフロント部やリア部のサイドメンバーやクラッシュボックス等の部品をはじめ、ピラー類などの補強材（例えば、ベア、センターピラーリインフォースなど）、ルーフレールの補強材、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構造部品、バンパーの補強材やドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品、シート部品などが挙げられる。

上記のような化学成分組成を満足する熱間圧延鋼板を、上記の一次加熱工程、二次加熱工程、一次冷却工程、二次冷却工程、および再加熱工程を、この順で含んで製造することによって、金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、ポリゴナルフェライトが３０〜６０面積％であり、金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、ＭＡ混合組織が２１面積％以下であり、金属組織をＸ線回折法で測定したときに、残留オーステナイトが８体積％以上であり、前記ポリゴナルフェライトのうち、円相当直径が３５．０μｍ以上のポリゴナルフェライトの面積率が０％であり、円相当直径が１０．０μｍ以上３５．０μｍ未満のポリゴナルフェライトの面積率が１０％以下であり、且つ前記式（Ｉ）で規定される連結度が１０％以上であるような高強度鋼板が得られる。

このような本発明の高強度鋼板では、伸びおよび穴広げ性等の加工性に優れ、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度であり、降伏応力ＹＳが５３０〜８００ＭＰａの範囲のものとなる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で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含まれる。

下記表１に示す成分組成を有し、残部が鉄および不可避不純物である鋼（鋼種Ａ１、Ｂ１）を溶製してスラブを作製し、このスラブを１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように熱間圧延し、６００℃で巻取った。巻き取った後、室温まで冷却することによって板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。

得られた熱延鋼板の表面を酸洗することによって、熱延鋼板の表面に付着したスケールを除去した。次に、この熱延鋼板を冷間圧延することによって、板厚１．４ｍｍの鋼板を作製した。なお、下記表１中の「変態温度」の欄に示すＡｃ₁点、Ａｃ₃点およびＭｓ点は、上述の式（II）〜（IV）に基づいて算出された値である。

上記で得られた鋼板を、下記表２に示す焼鈍条件で製造した。表２に示す二次加熱の加熱温度で８０秒間均熱した後、冷却（一次冷却、二次冷却）および再加熱を実施した。このときの板温は、板幅方向の中央部で測定した。また再加熱の段階で、溶融亜鉛めっきを施し、最終的に５００℃に加熱して２０秒間保持することによって亜鉛めっき層の合金化を図り、ＧＡ鋼板を作製した。鋼板の片面あたりのめっき付着量は５０ｇ／ｍ²とした。

得られたＧＡ鋼板について、金属組織の観察と機械的特性の評価を次の手順で行った。

≪金属組織の観察≫
金属組織のうち、ポリゴナルフェライト、および残部組織（ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト等）の面積率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察した結果に基づいて測定し、ＭＡ混合組織の面積率は、光学顕微鏡で観察した結果に基づいて測定し、残留γの体積率は、Ｘ線回折法により測定した。

［ポリゴナルフェライト、ＭＡ混合組織、残部組織（ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト等）］
鋼板の圧延方向に対して平行となるように、板幅中央部から試験片を採取し、その断面を研磨し、さらに電解研磨することによって鋼板の板厚の１／４の位置で圧延方向に平行な断面を露出させた。鋼板を構成する金属組織中のポリゴナルフェライトと、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびパーライト等の残部組織は、鋼板の断面をＳＥＭで観察して全金属組織に占める面積率を算出した。

なお、試料の測定箇所は、圧延に垂直な方向の長さをＷとしたときのＷ／４部、且つ板厚をｔとしたときのｔ／４部、測定断面は圧延方向と板厚方向とに平行な面とし、測定は１視野について実施した。

またＭＡ混合組織は、上記露出させた断面をレペラー腐食させた後に、光学顕微鏡で観察した（倍率：４００倍、１００μｍ×１００μｍの観察視野、１視野）。

［残留γの体積率］
鋼板を構成する金属組織中の残留γの体積率は、Ｘ線回析法で測定した。具体的には、鋼板を板厚１／４位置まで研削した後、研削面を化学研磨してからＸ線回折法により金属組織全体に対する残留γの体積率を測定した。入射Ｘ線には、Ｃｏ−Ｋαを用い、α−Ｆｅの回折ピーク（１１０），（２００），（２１１）、およびγ−Ｆｅの回折ピーク（１１１），（２００），（２２０），（３１１）を用い残留γ量を計算した。

またポリゴナルフェライトの形態を下記の条件にて観察した。

［ポリゴナルフェライトの形態］
ポリゴナルフェライトの形態について、下記の測定条件にて、ＳＥＭ／ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法によって測定した。

（測定条件）
Ｃｏｎｆｅｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ ＞０．１
結晶粒界：方位差５°以上
加速電圧：２０ｋＶ
測定範囲：５０μｍ×５０μｍ
ステップ：０．１２５μｍ
Ｍｉｎｉｍｕｎ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ：４ｐｏｉｎｔ

上記条件にてＧｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ ＩＱマップ（Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ Ｍａｐ）を測定した。歪量の低いポリゴナルフェライトはＩＱ値が高いことから、ＳＥＭ写真から測定したポリゴナルフェライト分率となるように、Ａｖｅｒａｇｅ ＩＱの閾値を設定し、閾値以上をポリゴナルフェライト、閾値未満をポリゴナルフェライト以外の硬質組織とした。Ａｖｅｒａｇｅ ＩＱの閾値の設定により抽出した各ポリゴナルフェライト粒の円相当直径を測定し、平均円相当直径を求めるとともに、ポリゴナルフェライトの円相当直径の標準偏差を測定した。

また前記式（I）で規定される連結度は、ポリゴナルフェライト同士の界面長さ（Ｌ１）を、ポリゴナルフェライトと硬質組織間の界面長さ（Ｌ２）で除した値（Ｌ１／Ｌ２）とした。このときの測定手順は、下記の通りである。
（ｉ）粒界マップにて組織全体の粒界長（Ｌ０）を測定した。
（ii）ポリゴナルフェライトのみを抽出し、ポリゴナルフェライト同士の界面長さ測定（Ｌ１）を測定
（iii）硬質組織のみを抽出し、硬質組織同士の界面長さ（Ｌ３）を測定し、ポリゴナルフェライトと硬質組織間の界面長さ（Ｌ２）を、（Ｌ０−Ｌ１−Ｌ３）として求めた。

得られた各高強度鋼板（試験Ｎｏ．１〜４）の強度および加工性を、引張強度ＴＳ、伸びＥＬおよび穴広げ率λに基づいて評価した。各評価方法は下記の通りである。

（引張強度ＴＳおよび伸びＥＬ）
試験Ｎｏ．１〜４の鋼板の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１で規定される５号試験片を切り出した。この試験片を用いてＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に基づく引張試験を行うことにより、試験片の引張強度ＴＳおよび伸びＥＬを測定した。この測定結果を、下記表４の「引張強度ＴＳ」および「伸びＥＬ」の欄に示す。引張強度ＴＳの値が高いほど鋼板の強度が高いことを示す。また伸びＥＬの値が高いほど鋼板の加工性が優れていることを示す。ＥＬが２０％以上の場合に鋼板の加工性が良好と判断した。

（穴広げ率λ）
穴広げ率λは、ＪＩＳ Ｚ２２５６に基づいて穴広げ試験を行って測定した。この結果結果を、下記４の「穴広げ率λ」に示す。穴広げ率λが高いほど鋼板の穴広げ性が優れていることを示し、穴広げ率λが２５％以上の場合に加工性が良好と判断する。

これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１、４の鋼板は、適正な製造条件の下で製造され、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度で、降伏応力ＹＳが５３０〜８００ＭＰａの適正な範囲内にあり、高強度で衝突安全性に優れていることが分かる。また、伸びＥＬが２０％以上であり、穴広げ率λについても２５％以上を確保しており、いずれも加工性が良好であると判断できる。

これに対して、試験Ｎｏ．２、３の鋼板では、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、いずれかの特性が劣化している。

具体的には、試験Ｎｏ．２は二次加熱温度が高くなっていたので（表２）、ポリゴナルフェライト量および残留γ量が少なくなっており、連結度も低い値を示している。その結果、降伏応力ＹＳが高くなりすぎて、衝突安全性が劣化するとともに、伸びＥＬが１３％となっており、加工性が劣化している。

また、試験Ｎｏ．３では、一次加熱速度が遅かったために（表２）、ポリゴナルフェライトの再結晶が過剰に促進され、円相当直径が１０−３５μｍのポリゴナルフェライトが増加し、ＭＡ混合組織も過剰となっている。その結果、降伏応力ＹＳが低くなりすぎ、衝突安全性が劣化するとともに、穴広げ率λが低くなり、加工性が劣化している。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．１０〜０．３０％、
   Ｓｉ:１．０〜３．０％、
   Ｍｎ:１.５〜３．０％、
   Ｐ :０％超〜０．１％、
   Ｓ :０％超〜０．０５％、
   Ａｌ:０．００５〜１％、および
   Ｎ :０％超〜０．０１％を満足し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
   （１）鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ＭＡ混合組織、および残留オーステナイトを含み、
   （２）前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、
   ポリゴナルフェライトが３０〜６０面積％であり、
   （３）前記金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、
   ＭＡ混合組織が２１面積％以下であり、
   （４）前記金属組織をＸ線回折法で測定したときに、金属組織全体に対して、
   残留オーステナイトが８体積％以上であり、
   （５）前記ポリゴナルフェライトのうち、円相当直径が３５．０μｍ以上のポリゴナルフェライトの面積率が０％であり、円相当直径が１０．０μｍ以上３５．０μｍ未満のポリゴナルフェライトの面積率が１０％以下であり、且つ
   （６）金属組織において、下記式（Ｉ）で規定される連結度が１０％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
   連結度（％）＝（ポリゴナルフェライト同士の界面長さ／ポリゴナルフェライトと硬質
   組織間の界面長さ） ×１００・・・（Ｉ）
2. 前記ポリゴナルフェライトにおける平均円相当直径が１０．０μｍ以下であり、且つポリゴナルフェライトの円相当直径の標準偏差が３．５μｍ以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 請求項１または２に記載の高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有している高強度亜鉛めっき鋼板。
4. 請求項１または２に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
   請求項１に記載の化学成分組成を満足する熱間圧延鋼板を、酸洗、冷間圧延後に、１０℃／秒以上、２０℃／秒未満の平均加熱速度でＡｃ₁点まで加熱する一次加熱工程と、
   Ａｃ₃点−１００℃〜Ａｃ₃点−３０℃まで加熱する二次加熱工程と、
   上記Ａｃ₃点−１００℃〜Ａｃ₃点−３０℃の加熱温度から平均冷却速度：２０℃／秒未満で６５０℃まで冷却する一次冷却工程と、
   ６５０〜３００℃の温度範囲を平均冷却速度：２０℃／秒以上としつつ、１００℃以上３００℃未満まで冷却する二次冷却工程と、
   ３５０℃以上、５５０℃以下まで加熱後、同温度域にて３０秒以上、１０００秒以下保持する再加熱工程とを、
   この順で含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
5. 前記再加熱工程で溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項４に記載の製造方法。

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