JP5860333B2 - 加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、加工性に優れた高降伏比高強度の鋼板（冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板）に関し、特に加工性を低下させることなく降伏比が高められた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板に関するものである。

本発明の鋼板は、例えば、高い加工性と共に、高い降伏比が要求される自動車用構造部材（例えば、サイドシル、ピラー、メンバー、レインフォース類などのボディ骨格部材；バンパー、ドアガードバー、シート部品、足回り部品などの強度部材）や家電用部材などに好適に用いられる。

近年、地球環境問題に関する意識の高まりから、各自動車メーカーでは燃費向上を目的として車体の軽量化が進められている。また、乗客の安全性の観点からは自動車の衝突安全基準が強化され、衝撃に対する部材の耐久性も求められている。そのため、最近の自動車では高強度鋼板の使用比率が一段と上昇しており、例えば、防錆性が要求されている車体骨格部材やレインフォース部材などでは、高強度の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、めっき鋼板で代表させる場合がある。）が積極的に適用されている。

上記鋼板には、スポット溶接性に優れ、良好な加工性と共に、衝突時のエネルギー吸収能が要求され、降伏強度、つまり降伏比が高いことも要求される。

スポット溶接性向上の観点からはＣ量の低減が有効であり、例えば特許文献１には、Ｃ量を０．１％未満に著しく低減した鋼板が使用されている。しかしながら、Ｃ量を低減すると、延性などの加工性に優れるが低降伏強度となるため、高降伏強度と加工性を両立させることはできないという問題がある。

また、特許文献２には、０．１０％未満のＣを含み、フェライト単相組織のマトリックスと、該マトリックス中に分散した粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物とから実質的になり、５５０ＭＰａ以上の引張強度を有するプレス成形性に優れた薄鋼板が開示されている。しかしながら、上記特許文献２の実施例によれば、上記薄鋼板の引張強度は、せいぜい、８１０〜８５６ＭＰａ程度であり、９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であっても高降伏強度を有し、且つ、優れた加工性を兼備させることまでは開示されていない。

一方、高強度と加工性を兼ね備えた鋼板として、高い伸びを有するフェライトと高強度を発揮するマルテンサイトを主体とする複合組織鋼板（ＤＰ鋼板）が挙げられる。しかし、ＤＰ鋼板では低降伏比しか得られず、高降伏比と高い加工性を両立させることはできない。例えば、上記ＤＰ鋼板として、特許文献３および４には、強度―延性バランスなどに優れた高強度溶融亜鉛鋼板が開示されているが、これらの方法では、溶融亜鉛めっき後または合金化処理後の冷却過程でマルテンサイトを生成させており、マルテンサイト変態時にフェライト中に可動転位が導入されるため、降伏強度が低くなる。

特開２００７−２３１３６９号公報 特開２００２−３２２５３９号公報 特開昭５５−１２２８２０号公報 特開２００１−２２０６４１号公報

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、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、高降伏比を示し、且つ加工性（詳細には、強度−延性バランス）に優れた鋼板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に係る引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度鋼板とは、Ｃ：０．０６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）以上、０．１２％未満、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２．０〜３．５％、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で０．０１〜０．１５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．０１５％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物であって、金属組織全体に対して、フェライト：５％超、１５％以下、マルテンサイト：２５〜５５％、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト：合計で３０％以上、７０％未満であり、且つ、フェライトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下を満たす点に要旨を有している。

前記鋼板は、更に、他の元素として、ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で１．０％以下（０％を含まない）を含有してもよい。前記鋼板の表面には、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てもよく、本発明には、高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も包含される。

本発明によれば、金属組織の基本構成をフェライト、マルテンサイト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトとし、フェライトの面積率、マルテンサイトの面積率、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計面積率を夫々適切に制御すると共に、フェライトの平均結晶粒径を適切に制御しているため、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、高降伏比（降伏強度／引張強度×１００＝６８％以上）を有し、且つ、加工性（引張強度×全伸び＝１０．０ＧＰａ・％以上）に優れた鋼板が得られる。

図１は、本発明の鋼板を製造する場合のヒートパターンを示す概略図である。 図２は、本発明の鋼板を製造する場合のヒートパターンの変形例を示す概略図である。

本発明は、スポット溶接性向上の観点から、Ｃ量を０．１２％未満の低Ｃ範囲とすることを前提としたうえで、９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ、高降伏比および高加工性の全ての特性を兼ね備えた鋼板に関するものである。上記構成要件に到達した経緯の概要は以下のとおりである。

前述した通り、スポット溶接性向上の観点からはＣ量の低減が望まれるが、このような低Ｃ含有鋼板において、９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、しかも高降伏強度と良好な加工性を両立させた鋼板は開示されていない。一方、強度と加工性を兼ね備えた鋼板として、フェライトとマルテンサイトを主体とするＤＰ鋼板が挙げられるが、ＤＰ鋼板は、マルテンサイト変態時にフェライト中に可動転位が導入されるため、低降伏強度となってしまう。

そこで本発明者らは、Ｃ量が０．１２％未満の低Ｃ鋼板において、従来のＤＰ鋼板におけるフェライトとマルテンサイトの一部をベイナイトと焼戻しマルテンサイトに置き換え、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの混合組織とすることによって、高降伏比を達成することを基本的思想とした。

但し、フェライトとマルテンサイトを主体とするＤＰ鋼板に対して、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの導入によりフェライトが相対的に減少することで延性（全伸び）が低下しやすく、またマルテンサイトが相対的に減少することで強度が低下しやすくなる。また、金属組織全体に対するフェライトの分率が低過ぎると強度−延性バランスが低下して加工性が悪くなり、フェライトの分率が多過ぎると高強度および高降伏比を達成することが困難となる。

更に、金属組織全体に対するマルテンサイトの分率が低過ぎると強度が低下しやすくなり、マルテンサイトの分率が多くなると加工性（強度−延性バランス）が低下する。

そこで、高強度、高降伏比および高加工性の全ての特性を達成できるように、本発明者らが、フェライトの面積率、マルテンサイトの面積率、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計面積率について鋭意研究を行った結果、これら組織の分率について最適範囲を決定し、高降伏比を有し、且つ、高強度と高加工性を確保することに成功した。

更には、フェライトの平均結晶粒径を微細化することで、加工性（強度−延性バランス）を一段と向上させ、本発明を完成した。

本明細書において、「加工性に優れた」とは、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度域において、強度−延性バランスに優れていることを意味する。具体的には、上記の高強度域において、引張強度（ＴＳ：単位はＭＰａ）×全伸び（ＥＬ：単位は％）が１０．０×１０³ＭＰａ・％（＝１０．０ＧＰａ・％）以上を満たすことをいう。ＴＳ×ＥＬは、１０．５ＧＰａ・％以上であることが好ましい。

また、本明細書において、「高降伏比」とは、「降伏強度（ＹＳ）／引張強度（ＴＳ）×１００」で表される降伏比（ＹＲ）が６８％以上のものをいう。ＹＲは、７０％以上であることが好ましい。

本発明の鋼板には、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）が含まれる。本明細書では、これらのうち、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板をまとめて単に「めっき鋼板」で代表させる場合がある。

以下、本発明に係る鋼板の構成要件を説明する。

はじめに、本発明を特徴付ける組織について詳述する。本発明の鋼板は、金属組織が、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを含有し、更に、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトを除く残部組織を有していても良い。但し、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、後述するように走査型電子顕微鏡観察では区別できない。本発明の鋼板は、以下に詳述する各組織の分率を満足する限り、（ａ）フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトから構成されていても良いし、（ｂ）これらに、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイト以外の残部組織を更に有していても良く、いずれの態様も本発明の範囲に包含される。

［フェライト分率：５面積％超、１５面積％以下］
フェライトは、鋼板の伸び特性向上に寄与する組織であり、金属組織全体に対するフェライト分率が５面積％以下では、鋼板の伸びが低下し、強度−延性バランスが悪くなる。従って金属組織全体に対するフェライト分率は５面積％超、好ましくは６面積％以上、より好ましくは７面積％以上とする。しかし金属組織全体に対するフェライト分率が１５面積％を超えると、鋼板の引張強度および降伏比が低下する。従って金属組織全体に対するフェライト分率は１５面積％以下、好ましくは１４面積％以下、より好ましくは１３面積％以下とする。

［マルテンサイト分率：２５〜５５面積％］
マルテンサイトは高強度の確保に必要な組織であり、本発明では金属組織全体に対するマルテンサイト分率を２５面積％以上とする。好ましくは２７面積％以上、より好ましくは３０面積％以上とする。しかしマルテンサイトが多くなり過ぎると伸びが低下し、加工性（強度−延性バランス）が悪くなる。また、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計分率が少なくなり過ぎることがあり、高降伏比向上作用が有効に発揮されないことがある。従って金属組織全体に対するマルテンサイト分率は５５面積％以下、好ましくは５２面積％以下、より好ましくは４９面積％以下とする。

［ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計分率：３０面積％以上、７０面積％未満］
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、降伏比の向上に寄与する組織である。従って金属組織全体に対するベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計分率は、３０面積％以上、好ましくは３３面積％以上、より好ましくは３６面積％以上とする。金属組織全体に対するベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計分率の上限は、前述したフェライトによる上記作用、およびマルテンサイトによる上記作用を発揮させるために、７０面積％未満とする。金属組織全体に対するベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計分率は、金属組織の構成に応じて適切に制御すれば良いが、好ましくは６７面積％以下、より好ましくは６４面積％以下とする。

なお、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、いずれもフェライト中に炭化物が析出した組織を呈しており、走査型電子顕微鏡観察で区別することは困難であるため、本発明ではベイナイトと焼戻しマルテンサイトをまとめて合計量で規定している。

本発明において、マルテンサイト量と、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト合計量は、どちらが多くても良く、本発明で規定する各組織の分率を満足する限り、マルテンサイト＞ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト＝ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト＜ベイナイト＋焼戻しマルテンサイトのいずれの態様も含まれ得る。但し、強度−伸びバランスなどを考慮すれば、マルテンサイト＜ベイナイト＋焼戻しマルテンサイトの態様が好ましい。

［残部組織の分率：５面積％以下（０面積％を含む）］
本発明の鋼板は、上記のとおり、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトのみから構成されていてもよいが、本発明の作用を阻害しない限度において、例えば製造過程などで不可避的に生成する組織（残部組織）を含んでいても良い。上記残部組織としては、例えばパーライト、残留オーステナイトなどが挙げられる。金属組織全体に対する上記残部組織の分率は合計で５面積％以下であることが好ましく、より好ましくは３面積％以下であり、最も好ましくは０面積％である。

上記金属組織の同定および分率の測定は、後述する実施例に示す方法で行えばよい。

［フェライトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下］
本発明では、各組織の分率が上記要件を満足することに加え、フェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下とする。ここでフェライトの結晶粒とは、旧オーステナイト粒界に相当すると考えられる大傾角粒界で囲まれた結晶粒を意味する。フェライトの結晶粒を微細化することにより、強度−延性バランスが一層向上するようになる。上記作用は、フェライトの平均結晶粒径が小さくなる程、有効に発揮されるため、３．０μｍ以下、好ましくは２．８μｍ以下、より好ましくは２．６μｍ以下とする。なお、その下限は、上記作用との関係では限定されないが、本発明の成分組成や製造方法などを考慮すると、おおむね、１μｍ以上であることが好ましい。

フェライトの平均結晶粒径は、後述する実施例に示す方法で測定できる。

以上、本発明に係る鋼板の金属組織について詳述した。

本発明では、上記金属組織とすることによる優れた特性（高強度、高降伏比、および高加工性）を十分に発揮させると共に、スポット溶接性やめっき密着性などの他の特性も発揮させるためには、鋼板の化学成分組成を下記の通り制御する必要がある。

以下、鋼板の成分組成について詳述する。

［Ｃ：０．０６％以上、０．１２％未満］
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が不足するとフェライトが多く生成してしまうだけでなく、ベイナイトやマルテンサイトも軟質化するため、高強度を達成することが困難となる。そこで本発明では、Ｃ量を０．０６％以上と定めた。好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０８０％以上である。一方、Ｃが過剰に含まれるとスポット溶接性が低下するため、Ｃ量の上限は０．１２％未満とする。好ましくは０．１１０％以下、より好ましくは０．１００％以下である。

［Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、フェライトの固溶強化に有効な元素であるが、スポット溶接性やめっき密着性を低下させる元素でもあるため、本発明では極力少ない方がよい。従ってＳｉ量の上限は０．２％とする。好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。

［Ｍｎ：２．０〜３．５％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて高強度確保に寄与する元素である。Ｍｎ量が不足するとフェライトが過剰に生成し、高強度や高降伏比を達成することが困難となる。そこで本発明ではＭｎを２．０％以上含有させる。好ましくは２．３％以上であり、より好ましくは２．５％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含まれると、フェライトの生成量を確保できず、強度−延性バランスが悪くなる。また、Ｍｎ量が多くなり過ぎるとスポット溶接性が低下しやすくなる。従ってＭｎ量の上限は３．５％とする。Ｍｎ量は、好ましくは３．２％以下であり、より好ましくは２．９０％以下である。

［Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で０．０１〜０．１５％］
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、炭窒化物の析出によるピン止め効果により、加熱時のオーステナイト結晶粒を微細化させることで、オーステナイトからの変態組織であるフェライト、ベイナイト、およびマルテンサイトの組織を微細化し、強度−延性バランス向上に寄与する元素である。また、オーステナイト結晶粒の微細化により、フェライト変態の各生成サイトが増加し、フェライト変態を促進できる。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。この様な効果を発揮させるためには、合計量（単独で含有する場合は単独の含有量、以下、同じ）の下限は０．０１％とする。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし、上記合計量が多くなり過ぎると、フェライトが過剰に生成し、高強度および高降伏比を達成することが困難となる。また、上記合計量が多くなり過ぎると、熱間圧延および冷間圧延の際、変形抵抗が増大し、生産性が低下する恐れがあること、コストが上昇すること、過剰に含有させても上記効果は飽和することなどを考慮し、合計量を０．１５％以下とする。好ましくは０．１２％以下である。

［Ｂ：０．０００３〜０．００５％］
Ｂは、焼入れ性を向上させてフェライト／ベイナイト変態を抑制し、マルテンサイトの生成量を確保して鋼板を高強度化するのに寄与する元素である。また、フェライトの生成を抑制し、多量のフェライト生成による引張強度および降伏比の低下を抑制する作用も有している。この様な効果を発揮させるため、Ｂ量は０．０００３％以上とする。好ましくは０．０００５％以上である。しかしながら、Ｂ量が過剰になると、熱間変形抵抗が増大し、生産性が低下する恐れがある。また、過剰に含有させてもＢ添加による焼入れ性向上効果は飽和し、コスト高となる。従ってＢ量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。

［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、フェライトの固溶強化に有効な元素であるが、スポット溶接性やめっき密着性を低下させる元素でもあるため、極力少ない方がよい。従ってＰ量の上限は０．０５％とする。好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下である。なお、Ｐ量を０％にするのは工業的に困難である。

［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、不可避不純物元素であり、加工性やスポット溶接性を確保する観点から極力少ない方がよい。従ってＳ量の上限は０．０５％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。Ｓ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にするのは工業的に困難である。

［Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上である。しかし、Ａｌを過剰に添加してもその効果は飽和するため、上限は０．１％とする。好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。

［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、不可避不純物元素であり、多量に含まれると靭性や延性（伸び）を劣化させる傾向があるため、Ｎ量の上限は０．０１５％とする。好ましくは０．０１％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良いが、０％にするのは工業的に困難である。

本発明に用いられる鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる上記不可避不純物としては、上記ＳやＮの他、Ｏやトランプ元素（Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉなど）などが挙げられる。

本発明に用いられる鋼は、必要に応じて、以下の任意元素（選択成分）を更に含有していてもよい。

［ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で１．０％以下（０％を含まない）］
ＣｒおよびＭｏは、いずれも焼入れ性を向上させて高強度確保に寄与する元素である。本発明では、これらの元素を単独で添加しても良いし、併用しても良い。この様な効果を発揮させるには、合計量（単独で含むときは単独の量、以下、同じ）の下限は０．０４％以上であることが好ましい。より好ましくは０．０７％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし、ＣｒおよびＭｏが過剰に含まれると延性（伸び）が劣化するため、合計量の上限は１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．６％以下である。

本発明の鋼板を製造するためには、特に冷間圧延後の焼鈍条件を適切に制御することが有効である。本発明の鋼板は、例えば、上記成分組成を有する鋼を用意する工程と、熱間圧延および冷間圧延の後、Ａｃ₃点〜（Ａｃ₃点＋１５０℃）の温度で５〜２００秒間保持する均熱工程と、平均冷却速度：３〜３０℃／秒で冷却する冷却工程と、（Ｍｓ点−５０℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度で１５〜６００秒間保持する低温保持工程と、をこの順序で行うことによって製造できる。ここで、Ａｃ₃点は、鋼板を加熱したときのオーステナイトへの変態完了温度を意味し、Ｍｓ点は、マルテンサイト変態開始温度を意味する。以下、上記鋼板を製造できる方法について順を追って説明する。

まず、上記成分組成を有する鋼を用意する。

次に、常法に基づき、熱間圧延および冷間圧延を行う。熱間圧延については、例えば、仕上げ圧延温度：約Ａｃ₃点以上、巻取り温度：おおむね、４００〜７００℃とすることができる。熱間圧延後は、必要に応じて酸洗し、例えば、冷延率：おおむね、３５〜８０％の冷間圧延を行う。

次に、冷間圧延後の焼鈍工程について、図１および図２を参照しながら詳述する。図１は、上記均熱工程および低温保持工程を、一定の温度で行なうヒートパターンを示す図であり、図２は、上記均熱工程および低温保持工程を、本発明で推奨する範囲で変化させて行うヒートパターンを示す図である。

焼鈍工程では、まず、室温からＡｃ₃点〜（Ａｃ₃点＋１５０℃）の温度域まで加熱する。以下、この温度域における任意の温度を均熱温度Ｔ１ということがある。

室温から上記均熱温度Ｔ１の平均加熱速度は特に限定されず、通常用いられる範囲を適切に制御すれば良い。本発明では、生産性などを考慮し、室温から上記均熱温度Ｔ１を平均加熱速度１℃／秒以上で加熱することが好ましいく、より好ましくは２℃／秒以上である。室温から上記均熱温度Ｔ１の平均加熱速度の上限は特に限定されないが、例えば、５０℃／秒程度である。

［均熱工程］
均熱工程では、Ａｃ₃点〜（Ａｃ₃点＋１５０℃）の温度域（均熱温度Ｔ１）で５〜２００秒（以下、均熱時間ｔ１ということがある。）均熱することが好ましい。均熱温度Ｔ１がＡｃ₃点を下回ると、オーステナイト変態が不十分となり、フェライトが多く残存してベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの生成量を確保できないことがあり、所望の金属組織を確保することが困難となる。従って均熱温度Ｔ１はＡｃ₃点以上とすることが好ましく、より好ましくは（Ａｃ₃点＋１０℃）以上である。一方、均熱温度Ｔ１が（Ａｃ₃点＋１５０℃）を上回ると、オーステナイトの粒成長が促進されて組織が粗大化し、フェライト変態の核生成サイトが減少することがある。そのためフェライト変態が抑制され、フェライトの生成量を確保できず、強度−延性バランスが低下することがある。また、フェライトの生成量を確保できたとしても、フェライト粒が粗大化し、平均結晶粒径が大きくなり、強度−延性バランスが低下することがある。従って均熱温度Ｔ１は、（Ａｃ₃点＋１５０℃）以下とすることが好ましく、より好ましくは（Ａｃ₃点＋１００℃）以下である。

均熱時間ｔ１が５秒未満では、オーステナイト変態が不十分となり、フェライトが多く残存して所望の組織を確保することが困難となり、高強度と高降伏比を達成できないことがある。従って均熱時間ｔ１は５秒以上とすることが好ましく、より好ましくは２０秒以上である。しかし、均熱時間ｔ１が長過ぎると、オーステナイトの粒成長が促進され、上述した通り組織が粗大化して、強度−延性バランスが低下しやすくなる。また、均熱時間ｔ１が長過ぎると、生産性が低下する。従って均熱時間ｔ１は２００秒以下とすることが好ましく、より好ましくは１５０秒以下である。

なお、均熱温度Ｔ１は一定温度である必要はなく、Ａｃ₃点〜（Ａｃ₃点＋１５０℃）の温度域（Ｔ１温度域）での均熱時間ｔ１が５〜２００秒間確保される限り、図２に示すように変化させても良い。具体的には、例えば図２に実線で示すように、Ａｃ₃点〜（Ａｃ₃点＋１５０℃）の温度域（Ｔ１温度域）まで一気に昇温させた後、この温度で５〜２００秒間等温保持しても良いし、図２に点線で示すように、Ａｃ₃点〜（Ａｃ₃点＋１５０℃）の温度域（Ｔ１温度域）に到達後、この温度域内で更に昇温させても良いし、逆に、更に降温させても良く、要するに、上記Ｔ１温度域での均熱時間ｔ１が所定時間確保される態様であれば、全て本発明の範囲に包含され、いずれの場合であっても、所望の特性を達成できる。

［冷却工程］
冷却工程では、上記均熱温度Ｔ１から、（Ｍｓ点−５０℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域までの範囲を平均冷却速度（ＣＲ１）３〜３０℃／秒で冷却することが好ましい。以下、（Ｍｓ点−５０℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域における任意の温度を低温保持温度Ｔ２ということがある。上記平均冷却速度ＣＲ１を、例えば、３℃／秒以上とすることによって、上記フェライト分率を満たすようにフェライトを生成させることができる。平均冷却速度ＣＲ１が３℃／秒を下回ると、フェライト変態が進行し、フェライト分率が多くなり過ぎて高強度および高降伏比の確保が難しくなる。上記平均冷却速度ＣＲ１は、より好ましくは５℃／秒以上である。しかし上記平均冷却速度ＣＲ１が大きくなり過ぎるとフェライト変態が殆ど起きず、フェライト量を確保することが困難となる。従って上記平均冷却速度ＣＲ１は３０℃／秒以下とすることが好ましく、より好ましくは２５℃／秒以下、更に好ましくは２０℃／秒以下とする。

なお、上記均熱温度Ｔ１から、（Ｍｓ点−５０℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域（Ｔ２温度域）までの冷却は、一定速度で冷却する必要は必ずしもなく、多段階に分けて冷却してもよい。要するに、均熱温度Ｔ１から低温保持温度Ｔ２までの温度範囲における平均冷却速度ＣＲ１が３〜３０℃／秒の範囲内にあれば良い。例えば、上記温度範囲の冷却を、平均冷却速度が異なる二段階冷却とし、均熱温度Ｔ１から中間温度（例えば、５００〜７００℃）までの冷却速度と、中間温度から低温保持温度Ｔ２までの冷却速度を変えてもよい。

［低温保持工程］
低温保持工程では、（Ｍｓ点−５０℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域（Ｔ２温度域）で１５〜６００秒（以下、低温保持時間ｔ２ということがある。）保持することが好ましい。この温度域で所定時間保持することにより、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを所定分率で確保できる。上記低温保持温度Ｔ２が、（Ｍｓ点＋５０℃）を超えると、ベイナイト変態が起こりにくくなり、マルテンサイトの分率が多くなる。従って上記低温保持温度Ｔ２は、（Ｍｓ点＋５０℃）以下とすることが好ましく、より好ましくは（Ｍｓ点＋４０℃）以下である。しかし上記低温保持温度Ｔ２が、（Ｍｓ点−５０℃）を下回ると、ベイナイト変態の進行が不充分で、やはりマルテンサイトの分率が多くなり、強度−延性バランスが悪くなることがある。従って上記低温保持温度Ｔ２は、（Ｍｓ点−５０℃）以上とすることが好ましく、より好ましくは（Ｍｓ点−４０℃）以上である。

上記低温保持時間ｔ２が１５秒を下回るとベイナイト変態が充分に起こらないため、マルテンサイトの分率が多くなり、高降伏比を達成できず、強度−伸びバランスも悪くなることがある。従って上記低温保持時間ｔ２は１５秒以上とすることが好ましく、より好ましくは２０秒以上、更に好ましくは２５秒以上とする。しかし、上記低温保持時間ｔ２が６００秒を超えてもベイナイト変態はそれ以上進行せず生産性が低下する。従って上記低温保持時間ｔ２は６００秒以下とすることが好ましく、より好ましくは５００秒以下、更に好ましくは４５０秒以下である。

なお、上記低温保持温度Ｔ２は一定温度である必要はなく、均熱温度Ｔ１からの冷却時に、（Ｍｓ点−５０℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域（Ｔ２温度域）での低温保持時間が１５〜６００秒間確保されている限り、図２に示すように変化させても良い。具体的には、例えば図２に実線で示すように、均熱温度Ｔ１から低温保持温度域Ｔ２まで一気に冷却させた後、この温度で等温保持しても良いし、図２に点線で示すように、低温保持温度Ｔ２に到達後、この温度域内で更に冷却させても良いし、あるいは、この温度域内で更に昇温させても良く、要するに、上記Ｔ２温度域での低温保持時間ｔ２が所定時間確保される態様であれば、全て本発明の範囲に包含され、いずれの場合であっても、所望の特性を達成できる。

低温保持工程の後は、次いで、（Ｍｓ点−５０℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域（Ｔ２温度域）から、室温までの温度域を冷却することによって、本発明に係る高強度鋼板（冷延鋼板）を製造することができる。

上記Ｔ２温度域における低温保持温度Ｔ２から室温までの温度域までの平均冷却速度ＣＲ２は特に限定されず、通常用いられる範囲を適切に制御すれば良い。本発明では、上記温度域を、平均冷却速度（ＣＲ２）１℃／秒以上で冷却することが好ましい。上記平均冷却速度ＣＲ２が１℃／秒未満になると、生産性が低下するほか、マルテンサイトのオーステンパ（自己焼戻し）によりマルテンサイトが軟らかくなってしまい、ＴＳが低下する恐れがあるためである。上記平均冷却速度ＣＲ２は、より好ましくは３℃／秒以上である。上記平均冷却速度ＣＲ２の上限は特に限定されないが、例えば、１００℃／秒程度とすることが好ましい。

なお、上記平均冷却速度ＣＲ２は、上記Ｔ２温度域における低温保持温度Ｔ２から室温までの温度域において制御すればよく、この低温保持温度Ｔ２とは、上記図２に点線で示したように、Ｔ２温度域内で冷却したり、昇温させたときには、冷却または昇温させた後の温度（Ｔ２終了温度）を意味する。

室温まで冷却して得られた上記高強度鋼板（冷延鋼板）の表面には、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層が形成されていても良い。

溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層を形成するときの条件は特に限定されず、常法の溶融亜鉛めっき処理、更には常法の合金化処理を採用することができ、これにより、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）が得られる。具体的には、上記図１において、低温保持工程途中、低温保持工程とその後の二次冷却工程の間、二次冷却工程の途中など、これら工程（或いは工程間）で溶融亜鉛めっき処理、あるいは更に合金化処理を施すことによって、所望とするめっき鋼板が得られる。

なお、低温保持工程の途中に溶融亜鉛めっき処理や合金化処理を行なう場合は、当該処理の前後で実施されるＴ２温度域での保持時間の合計が１５〜６００秒を満足するように制御する必要がある。

溶融亜鉛めっき処理、および合金化処理の条件は特に限定されず、通常、用いられる条件を採用することができる。例えば、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、温度が約４３０〜５００℃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、その後、冷却することが挙げられる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記溶融亜鉛めっきの後、５００〜７５０℃程度の温度まで加熱した後、合金化を行ない、冷却することが挙げられる。

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されず、前・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。

下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）を溶製し、２．４ｍｍ厚まで熱間圧延した。仕上げ圧延温度は８８０℃、巻取温度は６００℃とした。

次いで、得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、１．２ｍｍ厚まで冷間圧延して冷延鋼板を製造した（冷延率：５０％）。

次に、得られた冷延鋼板に次の手順で焼鈍処理を施した。即ち、室温（２７℃）から下記表２に示す均熱温度Ｔ１（℃）まで平均加熱速度ＨＲ（℃／秒）で加熱した後、均熱温度Ｔ１（℃）で下記表２に示す時間ｔ１（秒）を保持した。保持後、均熱温度Ｔ１（℃）から下記表２に示す低温保持開始温度Ｔ２（℃）まで平均冷却速度ＣＲ１（℃／秒）で冷却し、この低温保持開始温度Ｔ２で等温保持するか（Ｔ２開始温度＝Ｔ２終了温度）、低温保持終了温度Ｔ２まで冷却するか（Ｔ２開始温度＞Ｔ２終了温度）、低温保持終了温度Ｔ２まで加熱した（Ｔ２開始温度＜Ｔ２終了温度）。低温保持後、Ｔ２終了温度から室温（２７℃）まで下記表２に示す平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）で冷却した。

なお、下記表２のＮｏ．３１については、めっき連続焼鈍ラインにて下記表２に示す焼鈍条件により焼鈍処理を行って冷延鋼板（表２中、ＣＲと表記）を製造した。

下記表２のＮｏ．１〜２９については、めっき連続焼鈍ラインにて下記表２に示す焼鈍条件により焼鈍処理を行った後、めっき浴温４５０℃で溶融亜鉛めっきを行って溶融亜鉛めっき鋼板（表２中、ＧＩと表記）を製造した。

下記表２のＮｏ．３０については、めっき連続焼鈍ラインにて下記表２に示す焼鈍条件により焼鈍処理を行った後、めっき浴温４５０℃で溶融亜鉛めっきを行い、次いで５５０℃で合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板（表２中、ＧＡと表記）を製造した。

下記表２には、下記表１に示した成分組成、およびレスリー鉄鋼材料学（幸田成康監訳，丸善株式会社，１９８５年発行，ｐ．２７３（Ａｃ₃点）またはｐ．２３１（Ｍｓ点））に示されているＡｃ₃点の計算式およびＭｓ点の計算式に基づいて、Ａｃ₃点の温度およびＭｓ点の温度を算出して示した。下記式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、当該元素を鋼中に含まないときは、当該元素＝０質量％として計算する。下記表２には、Ａｃ₃点＋１５０℃、Ｍｓ点−５０℃、Ｍｓ点＋５０℃の値も算出して併せて示した。
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］
Ｍｓ点＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］

上記の様にして得られた各鋼板（ＣＲ、ＧＩ、ＧＡ）について、以下のようにして金属組織観察を行うと共に、以下のようにして引張試験を行い、機械的特性を測定した。

［金属組織観察（ミクロ組織観察）］
上記各鋼板（ＣＲ、ＧＩ、ＧＡ）の圧延方向に垂直な断面のｔ／４（ｔ：板厚）位置を観察するため、ナイタールでエッチングして組織を現出させ、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で組織を観察した。具体的には、フェライトおよびマルテンサイトの面積率（下記表３では、それぞれ、ＶＦ、ＶＭと略記）は、組織の結晶粒径の大きさに応じた倍率（１，０００倍、１，５００倍、３，０００倍のいずれか）の断面組織写真を用いた画像解析により測定し、５視野の平均を求めた。視野サイズは、観察倍率１，０００倍では７５μｍ×７５μｍ、観察倍率１，５００倍では５０μｍ×５０μｍ、観察倍率３，０００倍では２５μｍ×２５μｍである。

本実施例では、パーライトなどの残部組織は観察されなかったため、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計面積率（後記する表３では、ＶＢ＋ＶＴＭと略記）は、全組織（１００面積％）から、上記のようにして測定されたフェライト（ＶＦ）およびマルテンサイト（ＶＭ）の面積率を引き算して算出した。

なお、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、いずれもフェライト中に炭化物が析出した組織を呈しており、ＳＥＭ写真に基づいて両組織を区別することは困難であるため合計面積率として示した。

また、フェライトの平均結晶粒径（後記する表３では、ｄＦと略記）は、ＪＩＳ Ｇ０５５２に規定の「鋼のフェライト結晶粒度試験方法」に準拠した切断法によりフェライトの平均結晶粒度を測定し、平均結晶粒径ｄＦを求めた。

これらの測定結果を下記表３に示す。

［機械的特性の測定］
上記各鋼板（ＣＲ、ＧＩ、ＧＡ）から、圧延方向を長手方向とする、ＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。これらの値から、降伏比［ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００］およびＴＳ×ＥＬの値を算出した。

本実施例では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の場合を高強度であると評価し、ＹＲが６８％以上の場合を高降伏比であると評価し、ＴＳ×ＥＬが１０．０ＧＰａ・％以上の場合を強度と伸びのバランス（強度−延性バランス）に優れると評価した。

下記表１〜３から次のように考察できる。まず、下記表３のＮｏ．１〜７、２１〜３１は、本発明で規定する成分組成を満足する下記表１の鋼種Ａ〜Ｇ、Ｍ〜Ｔを用い、本発明で推奨する方法に従って製造した例であり、いずれも、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、６８％以上の高降伏比を示し、且つ、ＴＳ×ＥＬが１０．０ＧＰａ・％以上と、良好な特性を有している。

これに対し、本発明で規定するいずれかの要件を満足しないものは、所望の特性が得られなかった。まず、下記表３のＮｏ．８〜１５は、本発明で規定する成分組成を満足する下記表１の鋼種Ａ、Ｃ、Ｄを用いたが、製造条件が本発明で推奨する要件を満足しないため、所望の特性が得られなかったものである。

これらのうち下記表３のＮｏ．８は、均熱温度Ｔ１が低過ぎるため、フェライトが過剰に生成し、所望とする高強度および高降伏比を達成できなかった。また、フェライトが過剰に生成したため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計量が少なくなり、高降伏比を達成できなかった。一方、下記表３のＮｏ．９は、均熱温度Ｔ１が高過ぎるため、フェライトが生成せず、強度−延性バランスが低下した。

下記表３のＮｏ．１０は、均熱時間ｔ１が短過ぎるため、フェライトが過剰に生成し、所望とする高強度および高降伏比を達成できなかった。また、フェライトが過剰に生成したため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計量が少なくなり、高降伏比を達成できなかった。

下記表３のＮｏ．１１は、均熱後の一次冷却速度ＣＲ１が小さ過ぎるため、フェライトが過剰に生成し、所望とする高強度および高降伏比を達成できなかった。下記表３のＮｏ．１２は、均熱後の一次冷却速度ＣＲ１が大き過ぎるため、フェライトの生成量を確保できず、強度−延性バランスが低下した。

下記表３のＮｏ．１３は、低温保持温度Ｔ２が低過ぎる例であり、マルテンサイトが過剰に生成し、強度−延性バランスが低下した。下記表３のＮｏ．１４は、低温保持温度Ｔ２が高過ぎる例であり、マルテンサイトが過剰に生成し、強度−延性バランスが低下した。また、フェライトが過剰に生成したため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計量が少なくなり、高降伏比を達成できなかった。

下記表３のＮｏ．１５は、低温保持時間ｔ２が短過ぎるため、マルテンサイトが過剰に生成し、強度−延性バランスが低下した。また、マルテンサイトが過剰に生成したため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計量が少なくなり、高降伏比を達成できなかった。

下記表３のＮｏ．１６〜２０は、本発明で規定する成分組成を満足しない鋼を用いて製造したため、所望の特性が得られなかったものである。これらのうち下記表３のＮｏ．１６は、Ｃ量が少ない下記表１の鋼種Ｈを用いたため、強度が低下した。下記表３のＮｏ．１７は、Ｍｎ量が少ない下記表１の鋼種Ｉを用いたため、フェライトが過剰に生成し、高強度および高降伏比を達成できなかった。

下記表３のＮｏ．１８は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖよりなる群から選択される元素を含まない下記表１の鋼種Ｊを用いたため、フェライトの平均結晶粒径が大きくなり、強度−延性バランスが低下した。下記表３のＮｏ．１９は、Ｔｉ量が多い下記表１の鋼種Ｋを用いたため、フェライトが過剰に生成し、高強度および高降伏比を達成できなかった。下記表３のＮｏ．２０は、Ｂを含まない下記表１の鋼種Ｌを用いたため、フェライトが過剰に生成し、高強度および高降伏比を達成できなかった。

下記表３のＮｏ．６、７、２１、２３〜２９は、高強度および高降伏比を有し、且つ強度−延性バランスに優れている。これらの結果から、低温保持中の温度を本発明で推奨する温度範囲内で変化（加熱または冷却）させた場合であっても、所望とする特性を達成できることが確認できた。

上記実施例の結果から、本発明で規定する要件を満足する鋼板（ＣＲ、ＧＩ、ＧＡ）は、良好な特性を兼ね備えていることが確認できた。

Claims (5)

1. Ｃ ：０．０６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）以上、０．１２％未満、
   Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：２．０〜３．５％、
   Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で０．０１〜０．１５％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｐ ：０．０５％以下、
   Ｓ ：０．０５％以下、
   Ａｌ：０．１％以下、および
   Ｎ ：０．０１５％以下を満たし、
   残部が鉄および不可避不純物であって、
   金属組織全体に対して、
   フェライト ：５％超、１５％以下、
   マルテンサイト ：２５〜５５％、
   ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト：合計で３０％以上、７０％未満であり、且つ、
   フェライトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下
   を満たすことを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
2. Ｃ ：０．０６％以上、０．１２％未満、
   Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：２．０〜３．５％、
   Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で０．０１〜０．１５％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｐ ：０．０５％以下、
   Ｓ ：０．０５％以下、
   Ａｌ：０．１％以下、および
   Ｎ ：０．０１５％以下を満たし、
   更に、ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で１．０％以下（０％を含まない）を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物であって、
   金属組織全体に対して、
   フェライト ：５％超、１５％以下、
   マルテンサイト：２５〜５５％、
   ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト：合計で３０％以上、７０％未満であり、且つ、
   フェライトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下
   を満たすことを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
   （但し、Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：２．１％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００６％、Ｎｂ：０．００５％、Ｔｉ：０．０４％、Ｂ：０．００１０％、Ｃｒ：０．２％、Ｖ：０．２％、Ｍｏ：０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる冷延鋼板を除く。）
3. Ｃ ：０．０６％以上、０．１２％未満、
   Ｓｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：２．０〜３．５％、
   Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で０．０１〜０．１５％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｐ ：０．０５％以下、
   Ｓ ：０．０５％以下、
   Ａｌ：０．１％以下、および
   Ｎ ：０．０１５％以下を満たし、
   更に、ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で１．０％以下（０％を含まない）を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物であって、
   金属組織全体に対して、
   フェライト ：５％超、１５％以下、
   マルテンサイト：２５〜５５％、
   ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト：合計で３０％以上、７０％未満であり、且つ、
   フェライトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下
   を満たすことを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
4. Ｃ ：０．０６％以上、０．１２％未満、
   Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：２．１６〜３．５％、
   Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で０．０１〜０．１５％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｐ ：０．０５％以下、
   Ｓ ：０．０５％以下、
   Ａｌ：０．１％以下、および
   Ｎ ：０．０１５％以下を満たし、
   更に、ＣｒおよびＭｏよりなる群から選択される少なくとも一種の元素：合計で１．０％以下（０％を含まない）を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物であって、
   金属組織全体に対して、
   フェライト ：５％超、１５％以下、
   マルテンサイト：２５〜５５％、
   ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト：合計で３０％以上、７０％未満であり、且つ、
   フェライトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下
   を満たすことを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
5. 前記鋼板の表面に、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請求項１〜４のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板。

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