JP7087078B2 - 衝突特性及び成形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、自動車構造部材用として用いられる高強度鋼板に関し、より詳細には、衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。

自動車産業において、環境及び安全規制とともに二酸化炭素の排出規制が益々厳しくなるにつれて、自動車の燃費規制も強化されている。それだけでなく、米国の道路安全保険協会では、搭乗者保護のための衝突安定性に対する規制を徐々に強化しており、２０１３年からは２５％スモールオーバーラップ（ｓｍａｌｌ ｏｖｅｒｌａｐ）のような試験を行い、厳しい条件での衝突性能を求めている。

かかる自動車産業における問題を解決することができる方法として、自動車を軽量化させるための研究が継続的に行われている。

一般に、高強度の自動車材料は、析出強化鋼、焼付硬化鋼、固溶強化鋼、変態強化鋼などに区分することができる。

このうち、変態強化鋼としては、２相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＤＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ、ＴＲＩＰ鋼）、複合組織鋼（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＣＰ鋼）などが挙げられる。このような変態強化鋼を先進高強度鋼（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ、ＡＨＳＳ）と呼ぶ。

変態強化鋼のＤＰ鋼は、軟質のフェライト内に硬質のマルテンサイトが微細均質に分散して高強度を確保する鋼であり、ＣＰ鋼は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトの２相又は３相を含み、強度向上のためにＴｉ、Ｎｂなどの析出硬化元素を含む鋼である。ＴＲＩＰ鋼は、微細均質に分散した残留オーステナイトを常温で加工する場合、マルテンサイト変態を起こし、高強度高延性の確保が可能な鋼種である。

一方、最近、自動車用鋼板に対しては、燃費向上や耐久性の向上のために、強度がさらに高い鋼板が求められており、衝突安全性及び乗客の保護の面から引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板が車体構造用や補強材としてその使用量が増大している。

特に、車体の耐衝突性向上のためのメンバー（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）及びピラー（ｐｉｌｌａｒ）などの構造部材には、降伏強度に優れた高強度鋼が採用されている。かかる構造部材は、引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＳ）、すなわち、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が高いほど、衝撃エネルギーの吸収に有利な特徴を有するようになる。

しかし、一般に、鋼板の強度が増加するにつれて延性が低下するようになるため、成形加工性が低下するという問題が発生する。

そこで、衝突安全性及び成形性をともに確保するために、降伏強度が高く、延性に優れた材料の開発が不可欠であり、さらには、加工される部品のほとんどが曲げ成形を経るため曲げ性能に優れた鋼材の適用も求められている。

したがって、高強度鋼の衝突特性及び成形性を向上させるために、曲げ性能を高めるとともに、優れた延性を有するようにする必要がある。また、このような高強度鋼は、多くの分野への適用を拡大させることができる。

一方、降伏強度を高めるための代表的な方法として、連続焼鈍の際に水冷却を用いる方法が挙げられる。すなわち、焼鈍工程において鋼を均熱させた後、水に浸漬して焼戻しを行うことにより、微細組織としてマルテンサイトを焼戻しした焼戻しマルテンサイト組織を有する鋼板を得ることができる。

これに関連した従来技術として、特許文献１には、炭素を０．１８％以上含有する鋼材を連続焼鈍した後、常温まで水冷して１２０～３００℃の温度で１～１５分間過時効処理を行い、マルテンサイトの体積率を８０～９７％に確保することが開示されている。

ところが、この技術には、降伏比を高めることができるものの、水冷却における鋼板の幅方向と長さ方向の温度偏差によってコイルの形状品質が劣化し、成形の際にクラック発生などの作業性劣化及び位置別材質偏差などの欠陥が発生するという短所がある。

高張力鋼板における成形性を向上させた技術として、特許文献２には、マルテンサイトを主体とする複合組織からなる鋼板が開示されている。すなわち、加工性の向上のための組織内部に粒径１～１００ｎｍの微細析出銅粒子を分散させた高張力鋼板を製造する方法を提示している。

しかし、この技術には、微細銅粒子を析出させるために、Ｃｕを２～５重量％と過多に添加する必要があるため、Ｃｕによる赤熱脆性が発生する可能性があり、製造コストが上昇しすぎるという問題がある。

他の例として、特許文献３には、フェライトを基地組織にしてパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を２～１０面積％含む微細組織を有し、析出強化型元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖなどの元素を添加して析出強化及び結晶粒微細化によって強度を向上させた鋼板が開示されている。

この場合、鋼板の穴拡げ性は良好であるものの、引張強度を高めるのに限界があり、降伏強度が高く延性が低いため、プレス成形の際にクラックなどの欠陥が発生するという問題がある。

さらに他の例として、特許文献４には、焼戻しマルテンサイト相を活用して、高強度及び高延性を得るとともに、連続焼鈍後の板形状にも優れた冷延鋼板について開示されている。

しかし、この場合、炭素（Ｃ）の含有量が０．２％以上と高く、溶接性が劣化するという問題、及びＳｉの多量添加に起因する炉内のデント欠陥が発生するという問題がある。

特開平４－２８９１２０号公報 特開２００５－２６４１７６号公報 韓国公開特許第２０１５－００７３８４４号公報 特開２０１０－０９０４３２号公報

本発明の一側面は、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板に関し、より詳細には、高降伏強度を有しながらも曲げ性能を高くするとともに、延性に優れ、成形性を向上させた高強度鋼板を提供する。

本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０４～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．８～２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０％を除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を除く）と、チタン（Ｔｉ）：０．００３～０．０６％及びニオブ（Ｎｂ）：０．００３～０．０６％のうち１種以上、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｏ、及びＣｒの関係が下記式（１）を満たし、微細組織として、面積分率４０％未満のフェライト、残部ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトを含み、上記フェライトの全分率（Ｆｔ）のうち未再結晶フェライト（Ｆｎ）の占有率（Ｆｎ／Ｆｔ）が２０％以下である衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板を提供する。
式（１）
｛（２×（Ｓｉ＋Ａｌ））＋Ｍｏ＋Ｃｒ｝／Ｃ≧２０
（ここで、各元素は重量含有量を意味する。）

本発明の他の一側面は、上述した合金組成及び成分関係式（式（１））を満たす鋼スラブを１０５０～１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を４００～７００℃の温度範囲で巻取る段階と、上記巻取り後に冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、上記冷延鋼板をＡｃ１＋３０℃～Ａｃ３－２０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍後に６３０～６７０℃まで１０℃／秒以下（０℃／秒を除く）の冷却速度で１次冷却する段階と、上記１次冷却後に水素冷却設備において４００～５５０℃まで５℃／秒以上の冷却速度で２次冷却する段階と、上記２次冷却後に５０～５００秒間維持する段階と、上記維持後に溶融亜鉛めっきする段階と、上記溶融亜鉛めっき後にＭｓ以下まで１℃／秒以上の冷却速度で最終冷却する段階と、を含み、上記冷間圧延は、総圧下率３０％以上で行い、１～４番のスタンドの圧下率をそれぞれ１５％以上にして行う衝突特性及び成形性に優れた鋼板の製造方法を提供する。

本発明によると、合金組成及び製造条件を最適化することにより、高強度を有しつつ、衝突特性及び成形性を向上させた鋼板を提供することができる。

特に、高降伏強度により、耐衝突性能に優れ、優れた延性及び曲げ性能により、プレス成形の際におけるクラックなどの加工欠陥を防止することができるため、複雑な形状への加工が要求される部品などに適切に適用されることができる。

本発明の一実施例において、フェライト相内のＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃ間の濃度比（式（２）に該当）による相間硬度比［（Ｈ_Ｂ＋Ｈ_Ｍ／（２×Ｈ_Ｆ）］の変化を示すグラフである。 本発明の一実施例において、相間硬度比［（Ｈ_Ｂ＋Ｈ_Ｍ／（２×Ｈ_Ｆ）］による降伏強度と延性の関係（ＹＳ×Ｅｌ）の変化を示すグラフである。 本発明の一実施例において、相間硬度比［（Ｈ_Ｂ＋Ｈ_Ｍ／（２×Ｈ_Ｆ）］による３点曲げ角の変化を示すグラフである。 本発明の一実施例において、降伏強度と延性の関係（ＹＳ×Ｅｌ）による３点曲げ角の変化を示すグラフである。

本発明の発明者らは、自動車用材料のうち複雑な形状への加工の際におけるクラックなどの欠陥が発生することなく、衝突特性に優れた材料を開発するために深く研究した。

その結果、合金組成及び製造条件を最適化することにより、目標とする物性の確保に有利な組織を有する高強度鋼板を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。

特に、本発明は、微細組織として、フェライトを含み、且つ上記フェライト内における固溶強化元素の濃度比を高めて降伏強度の上昇を誘導し、硬質相であるベイナイト、マルテンサイト相との硬度比を減少させて曲げ加工性を向上させる点に技術的意義がある。

それだけでなく、フェライト内の固溶強化元素により、結晶粒成長抑制効果を得ることができる。これにより、各相（ｐｈａｓｅ）が微細に分布することで、局部的な応力集中を緩和させて延性を大幅に向上させるという効果がある。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明の一側面による衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板は、炭素（Ｃ）：０．０４～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．８～２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０％を除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を除く）、チタン（Ｔｉ）：０．００３～０．０６％及びニオブ（Ｎｂ）：０．００３～０．０６％のうち１種以上を含むことが好ましい。

以下では、上記高強度鋼板の合金組成を上記のように制御した理由について詳細に説明する。この際、特別な記載がない限り、各合金組成の含有量は重量％を意味する。

Ｃ：０．０４～０．１５％
炭素（Ｃ）は、鋼の変態組織強化のために添加する主な元素である。かかるＣは、鋼の高強度化を図り、複合組織鋼においてマルテンサイトの形成を助長する。上記Ｃの含有量が増加するほど鋼中マルテンサイト量が増加するようになる。
ところが、かかるＣの含有量が０．１５％を超えると、鋼中マルテンサイト量の増加により強度は高くなるが、相対的に炭素の濃度が低いフェライトとの強度差が増加するようになる。かかる強度差は、応力が付加する際に相間界面において簡単に破壊するため、延性及び加工硬化率が低下するという問題がある。また、溶接性が劣化するため、クライアントの部品加工の際に溶接欠陥が発生するという問題がある。これに対し、上記Ｃの含有量が０．０４％未満の場合には、目標とする強度を確保することが難しくなる。
したがって、本発明では、上記Ｃの含有量を０．０４～０．１５％に制御することが好ましい。より有利には０．０６～０．１３％含むことができる。

Ｓｉ：０．０１～１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト安定化元素であり、フェライト変態を促進し、未変態オーステナイトへのＣ濃縮を助長することにより、マルテンサイトの形成に寄与する元素である。また、固溶強化能がよく、フェライトの強度を高めて相間硬度差を減らすのに効果的であり、鋼板の延性を低下させることなく強度を確保するのに有用な元素である。
上述した効果のためには、Ｓｉを０．０１％以上含むことができるが、その含有量が１．０％を超えると、表面スケール欠陥を誘発し、めっき表面品質を劣化させ、化成処理性を阻害するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含有量を０．０１～１．０％以下に制御することが好ましい。より好ましくは、０．１～０．８％含むことが好ましい。

Ｍｎ：１．８～２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、延性の低下なしに粒子を微細化させ、鋼中硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして析出させ、ＦｅＳの生成による熱間脆性を防止するという効果がある。また、上記Ｍｎは、鋼を強化する元素であるとともに、複合組織鋼でマルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を下げる役割を果たし、マルテンサイトをより容易に形成させるのに有用である。
かかるＭｎの含有量が１．８％未満の場合には、上述した効果を得ることができないだけでなく、目標レベルの強度を確保することが難しくなる。これに対し、その含有量が２．５％を超えると、溶接性や熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高く、マルテンサイトが多量に形成されて材質が不安定であり、組織内のＭｎ－Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物帯）が形成され、加工クラック及び板破断の発生リスクが高くなるという問題がある。また、焼鈍の際にＭｎ酸化物が表面に溶出して、めっき性を大きく阻害するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含有量を１．８～２．５％に制御することが好ましい。より有利には、２．０～２．４％含むことができる。

Ｍｏ：０．１５％以下（０％を除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、オーステナイトがパーライトに変態することを遅延させるとともに、フェライトの微細化及び強度向上のために添加する元素である。かかるＭｏは、鋼の硬化能を向上させ、マルテンサイトを結晶粒界（ｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙ）に微細に形成させて降伏比の制御が可能であるという長所がある。但し、高価な元素であるため、その含有量が高くなるほど製造の面において不利になるという問題があるため、Ｍｏの含有量を適切に制御することが好ましい。
上述した効果を十分に得るために、上記Ｍｏを最大０．１５％添加することができる。その含有量が０．１５％を超えると、合金コストの急激な上昇をもたらし、経済性が低下し、過度な結晶粒微細化及び固溶強化の効果により、逆に鋼の延性も低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｏの含有量を０．１５％以下に制御することが好ましい。ここで、０％は除く。

Ｃｒ：１．０％以下（０％を除く）
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加する元素である。かかるＣｒは、マルテンサイトの形成に有効であり、強度上昇に対する延性の低下を最小限に抑えることで、高延性を有する複合組織鋼の製造に有利である。特に、固溶強化元素であって、フェライトの強度を高めるのに寄与する元素である。
本発明の一側面では、上記Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱延強度が過度に増加し、冷間圧延性が劣化するという問題がある。また、Ｃｒ系炭化物の分率が高くなって粗大化し、焼鈍後のマルテンサイトのサイズが粗大化するため、伸び率の低下をもたらすという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含有量を１．０％以下に制御することが好ましい。ここで、０％は除く。

Ｐ：０．１％以下
リン（Ｐ）は、固溶強化の効果が最も大きい置換型元素であって、面内異方性を向上させ、成形性を大幅に低下させることなく、強度の確保に有利な元素である。しかし、かかるＰを過多添加する場合には、脆性破壊発生の可能性が大幅に増加し、熱間圧延中にスラブの板破断が発生する可能性が高まり、めっき表面特性を阻害するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｐの含有量を０．１％以下に制御することが好ましく、必然的に添加されるレベルを考慮して０％は除く。

Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中不純物元素として不可避的に添加される元素であり、延性及び溶接性を阻害するため、その含有量をできるだけ低く管理することが好ましい。特に、Ｓは、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるという問題があるため、その含有量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。

Ａｌ：０．０１～０．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の粒度微細化及び脱酸のために添加される元素である。また、フェライト安定化元素であって、フェライト内の炭素をオーステナイトに分配してマルテンサイト硬化能を向上させるのに有効であり、ベイナイト領域において維持の際にベイナイト内の炭化物の析出を効果的に抑制させることで、鋼板の延性を向上させるのに有効な元素ある。
上述した効果のためには０．０１％以上含むことができる。但し、かかるＡｌの含有量が０．５％を超えると、結晶粒微細化効果による強度向上は有利である一方で、製鋼の連続鋳造の際に介在物が過多に形成されて、めっき鋼板において表面不良が発生する可能性が高くなる。また、製造コストの上昇をもたらすという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ａｌの含有量を０．０１～０．５％以下に制御することが好ましい。

Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、オーステナイトを安定化させるのに有効な元素であるものの、その含有量が０．０１％を超えると、鋼の精錬コストが急激に上昇し、ＡｌＮ析出物の形成により連続鋳造の際にクラックが発生するおそれが大幅に増加する。
したがって、本発明では、上記Ｎの含有量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に添加されるレベルを考慮して０％は除く。

Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）
ボロン（Ｂ）は、焼鈍中の冷却過程においてオーステナイトがパーライトに変態することを遅延させるのに有利な元素である。また、フェライトの形成を抑制し、マルテンサイトの形成を促進する硬化能元素である。
かかるＢの含有量が０．０１％を超えると、表面に過多なＢが濃化し、めっき密着性の劣化をもたらすという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｂの含有量を０．０１％以下に制御することが好ましい。ここで、０％は除く。

Ｓｂ：０．０５％以下（０％を除く）
アンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒界に分布してＭｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの酸化性元素の結晶粒界を介した拡散を遅延させる役割を果たす。これにより、酸化物の表面濃化を抑制し、温度上昇及び熱延工程の変化に伴う表面濃化物の粗大化を抑制するのに有利な効果がある。
かかるＳｂの含有量が０．０５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、製造コストが上昇して加工性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｂの含有量を０．０５％以下に制御することが好ましい。ここで、０％は除く。

チタン（Ｔｉ）：０．００３～０．０６％及びニオブ（Ｎｂ）：０．００３～０．０６％のうち１種以上
チタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）は、強度の上昇及び微細析出物の形成による結晶粒微細化に有効な元素である。具体的には、上記Ｔｉ及びＮｂは鋼中Ｃと結合して、ナノサイズの微細な析出物を形成し、これは基地組織を強化させて相間硬度差を減少させる役割を果たす。
かかるＴｉ及びＮｂの含有量がそれぞれ０．００３％未満の場合には、上述した効果を十分に確保することができない。これに対し、その含有量がそれぞれ０．０６％を超えると、製造コストが上昇し、析出物が過多に形成されて延性を大きく阻害するおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ｔｉ及びＮｂをそれぞれ０．００３～０．０６％に制御することが好ましい。

本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の鉄鋼製造過程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入する可能性があり、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、それについての全ての内容は本明細書では言及しない。

一方、本発明で目標とする高強度及び高降伏強度を有し、曲げ性能及び延性を向上させるとともに、優れた成形性を確保するために、上述した合金組成を満たす鋼板の微細組織は、次のように構成する必要がある。

具体的には、本発明の高強度鋼板は、微細組織として、面積分率４０％未満（０％を除く）のフェライト、残部ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトを含むことができる。

軟質相と硬質相を複合して含む複合組織鋼が低降伏比及び高延性を満たすとともに、優れた曲げ特性を確保するためには、組織相（ｐｈａｓｅ）及び分率の制御が重要である。特に異ならせて定めない限り、本発明における相（ｐｈａｓｅ）分率は面積％を意味することに留意する必要がある。

本発明において、フェライト相を４０％未満、好ましくは２５％以上４０％未満含ませるにあたり、フェライトの全分率（Ｆｔ）のうち未再結晶フェライト（Ｆｎ）の占有率（Ｆｎ／Ｆｔ）が２０％以下（０％を含む）であることが好ましい。この際、未再結晶フェライトの占有率（Ｆｎ／Ｆｔ）が２０％を超えると、局部的に変形や応力が集中するため延性が劣化するという問題がある。

そして、本発明の一側面において、上記硬質相としてマルテンサイト相に加えて、ベイナイト相を含有することにより、軟質相と硬質相の間の相間硬度差を減らすという効果を得ることができる。

上記マルテンサイト相及びベイナイト相は、面積分率で、合計６０％以下含むことができる。このうちベイナイト相は１０％以上含むことができる。

上記軟質相及び硬質相を除いた残りとして、残留オーステナイト相を含むことができるが、上記残留オーステナイト相は、本発明の目標とする物性の確保に影響を与えない程度に含有することができる。例えば、面積分率５％以下（０％を含む）含むことができる。

本発明の一側面において、上述した組織、すなわち、軟質相及び硬質相が均等に形成された組織は、上述した合金組成のＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｏ、及びＣｒの関係が下記式（１）を満たし、後述する製造条件を制御することにより得ることができる。
式（１）
｛（２×（Ｓｉ＋Ａｌ））＋Ｍｏ＋Ｃｒ｝／Ｃ≧２０
（ここで、各元素は重量含有量を意味する。）

上記式（１）において、Ｓｉ及びＡｌは、フェライト安定化元素としてフェライト変態をする元素であり、Ｍｏ及びＣｒは硬化能の向上に寄与する元素である。これに対し、Ｃは、未変態オーステナイトへのＣ濃縮を助長することにより、マルテンサイトの形成に寄与する元素である。

このように、フェライト安定化、硬化能の向上、マルテンサイトの形成に影響を与える元素の割合を制御することにより、フェライト内におけるＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒの固溶濃度を高めることで、固溶強化によるフェライトの強度を向上させるという効果を得ることができる。

上述した組織を有する本発明の高強度鋼板は、フェライト内におけるＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの濃度比が下記式（２）を満たすことにより、相間硬度差、すなわち、マルテンサイト相、ベイナイト相、及びフェライト相の硬度比が下記式（３）を満たすことができる。
式（２）
｛（２×（Ｓｉ_Ｆ＋Ａｌ_Ｆ））＋Ｍｏ_Ｆ＋Ｃｒ_Ｆ｝／Ｃ_Ｆ≧５００
（ここで、各元素は重量含有量を意味する。）
式（３）
（Ｈ_Ｂ＋Ｈ_Ｍ）／（２×Ｈ_Ｆ）≦３
（ここで、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、Ｆはフェライトを意味する。）

式（１）の値が２０未満の場合には、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒによる固溶強化の効果を十分に得ることができないため、フェライト内におけるＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣ間の濃度比（式（２））を５００以上に確保することができなくなる。すなわち、相間硬度差を効果的に減らすことができなくなり、軟質相であるフェライトの硬度比（Ｈ_Ｆ）、及び硬質相であるベイナイト（Ｈ_Ｂ）とマルテンサイト（Ｈ_Ｍ）の間の硬度比を３以下に確保することができない。

上記鋼内のＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃの含有量、フェライト内のＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃの含有量、及び各相の硬度値は、鋼板の厚さ方向における１／４ｔ（ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）の地点で測定することができるが、これに限定されるものではない。

本発明の高強度鋼板は、上記のような組織を有することにより、相間硬度差を最小限に抑えることができなるとともに、各相が微細に分布するため局部的な応力集中を緩和させることができる。これにより、延性を大幅に向上させることができる。

具体的には、本発明の高強度鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、３点曲げ角が８０度以上であり、降伏強度と伸び率の積（ＹＳ×Ｅｌ）が１００００以上を満たすことができる。

さらに、本発明の高強度鋼板は、少なくとも一面に亜鉛系めっき層を含むことができる。

以下、本発明の他の一側面である本発明で提供する加工性に優れた高張力鋼を製造する方法について詳細に説明する。

簡単に説明すると、本発明は、［鋼スラブ再加熱－熱間圧延－巻取り－冷間圧延－連続焼鈍－冷却－溶融亜鉛めっき－冷却］工程を経て目標とする高強度鋼板を製造することができる。以下、各段階の条件について詳細に説明する。

［鋼スラブ再加熱］
先ず、上述した成分系を有する鋼スラブを再加熱する。本工程は、後続する熱間圧延工程を円滑に行い、目標とする鋼板の物性を十分に得るために行われる。本発明では、かかる再加熱工程の工程条件については特に制限せず、通常の条件であればよい。一例として、１０５０～１３００℃の温度範囲で再加熱工程を行うことができる。

［熱間圧延］
上記によって再加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上で仕上げ熱間圧延することができる。この際、出口側温度はＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃を満たすことが好ましい。
上記仕上げ熱間圧延における出口側温度がＡｒ３未満の場合には、フェライト及びオーステナイトの２相域圧延が行われ、材質不均一をもたらす可能性がある。これに対し、その温度がＡｒ３＋５０℃を超えると、高温圧延による異常粗大粒の形成によって材質ばらつきをもたらすおそれがある。その結果、後続する冷却の際にコイルねじれ現象が発生するという問題がある。
一方、上記仕上げ熱間圧延における入口側温度は８００～１０００℃の温度範囲であることができる。

［巻取り］
上記によって製造された熱延鋼板を巻取ることが好ましい。
上記巻取りは、４００～７００℃の温度範囲で行うことが好ましい。上記巻取り温度が４００℃未満の場合には、過多なマルテンサイト又はベイナイトの形成が原因となって熱延鋼板の過度な強度上昇をもたらすため、後続する冷間圧延の際に負荷による形状不良などの問題をもたらす可能性がある。これに対し、巻取り温度が７００℃を超えると、鋼中のＳｉ、Ｍｎ及びＢなどといった溶融亜鉛めっきの濡れ性を低下させる元素の表面濃化及び内部酸化が激しくなる可能性がある。

［冷間圧延］
上記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造することができる。
本発明の一側面において、上記冷間圧延は、総圧下率３０％以上で行われ、冷間圧延スタンドのうち１～４番のスタンドの圧下率をそれぞれ１５％以上にして行うことが好ましい。一例として、上記冷間圧延スタンドは６個であることができる。
これは、鋼中に蓄積エネルギー（ｓｔｏｒｅｄ ｅｎｅｒｇｙ）を高めることにより、後続する焼鈍過程においてフェライトの再結晶を促進する駆動力として作用し、結果として、未再結晶フェライトの分率を下げるという効果を得ることができる。鋼内に未再結晶フェライト相が過多に存在する場合には、局部的に変形及び応力が集中するため延性を低下させる。これに対し、再結晶フェライト相は、変形及び応力集中を緩和させるため延性の向上に寄与する。
上記冷間圧延における総圧下率が３０％未満であるか、又は１～４番のスタンド別の圧下率が１５％未満の場合には、目標とする厚さを確保することが難しいだけでなく、鋼板の形状矯正が難しく、未再結晶フェライトの分率が全フェライト相の分率に対して２０％を超えて形成されるため、延性が劣化するという問題がある。

［連続焼鈍］
上記によって製造された冷延鋼板を連続焼鈍処理することが好ましい。上記連続焼鈍処理は、一例として、連続合金化溶融めっき炉で行われることができる。
上記連続焼鈍段階は、再結晶と同時にフェライト及びオーステナイト相を形成し、炭素を分解するための工程である。
上記連続焼鈍処理は、Ａｃ１＋３０℃～Ａｃ３－２０℃の温度範囲で行うことが好ましく、より有利には、７８０～８２０℃の温度範囲で行うことができる。
上記連続焼鈍における温度がＡｃ１＋３０℃未満の場合には、十分な再結晶が行われないだけでなく、十分なオーステナイトの形成が難しくなって焼鈍後の目標レベルのマルテンサイト相及びベイナイト相の分率を確保することができない。これに対し、その温度がＡｃ３－２０℃を超えると、生産性が低下し、オーステナイト相が過多に形成され、冷却後にマルテンサイト相及びベイナイト相の分率が大幅に増加して目標とする延性の確保が難しくなる。また、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂなどの溶融亜鉛めっきの濡れ性を阻害する元素による表面濃化が激しくなり、めっき表面品質が低下するおそれがある。

［段階的冷却］
上記によって連続焼鈍処理された冷延鋼板を段階的に冷却することが好ましい。
具体的には、上記冷却は６３０～６７０℃まで１０℃／秒以下（０℃／秒を除く）の平均冷却速度で１次冷却した後、４００～５５０℃まで５℃／秒以上の平均冷却速度で２次冷却することが好ましい。
上記１次冷却終了温度が６３０℃未満の場合には、低すぎる温度が原因となって炭素の拡散活動度が低く、フェライト内の炭素濃度が高くなって降伏比が増加し、加工におけるクラック発生の可能性が高くなる。これに対し、終了温度が６７０℃を超えると、炭素の拡散の面からは有利であるが、後続する冷却（２次冷却）の際に過度に高い冷却速度が要求されるという短所がある。また、上記１次冷却における平均冷却速度が１０℃／秒を超えると、炭素の拡散が十分に起こらなくなる。一方、上記平均冷却速度の下限は特に限定しないが、生産性を考慮して１℃／秒以上で行うことができる。
上述した条件で１次冷却を完了した後、２次冷却を行うことが好ましいが、上記２次冷却における終了温度が５５０℃を超えると、ベイナイト相を十分に確保することができなくなる。これに対し、４００℃未満の場合には、マルテンサイト相の分率が高くなり、目標とする延性の確保が難しくなる。また、上記２次冷却における平均冷却速度が５℃／秒未満の場合には、ベイナイト相の目標レベルに形成されないおそれがある。一方、上記平均冷却速度の上限は特に限定しないが、通常の技術者が冷却設備の仕様を考慮して適切に選択することができる。一例として、１００℃／秒以下で行うことができる。
そして、上記２次冷却は、水素ガス（Ｈ_２ｇａｓ）を用いる水素冷却設備を用いることができる。このように、水素冷却設備を用いた冷却を行うことにより、上記２次冷却の際に発生する可能性がある表面酸化を抑制するという効果を得ることができる。
一方、上記のように段階的に冷却を行うにあたり、１次冷却における冷却速度よりも２次冷却における冷却速度を速く行うことができる。

［維持］
上記のように段階的冷却を完了した後、冷却された温度範囲で５０～５００秒維持することが好ましい。
上記維持時間が５０秒未満の場合には、ベイナイト相が十分に形成されない可能性がある。これに対し、５００秒を超えると、ベイナイト相が過多に形成されて目標とする微細組織の確保が難しくなるおそれがある。

［溶融亜鉛めっき］
上記によって段階的冷却及び維持工程を経た後、鋼板を溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を製造することが好ましい。
この際、溶融亜鉛めっきは、通常の条件で行うことができ、一例として、４３０～４９０℃の温度範囲で行うことができる。また、上記溶融亜鉛めっきにおける溶融亜鉛系めっき浴の組成については特に限定はなく、純粋な亜鉛めっき浴であってもよく、又はＳｉ、Ａｌ、Ｍｇなどを含む亜鉛系合金めっき浴であってもよい。

［最終冷却］
上記溶融亜鉛めっきを完了した後、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）以下まで１℃／秒以上の冷却速度で冷却することが好ましい。この過程において、鋼板（ここで、鋼板はめっき層下部の母材に該当する）内にマルテンサイト相及び残留オーステナイト相を形成することができる。
上記冷却における終了温度がＭｓを超えると、マルテンサイト相を十分に確保することができなくなり、平均冷却速度が１℃／秒未満の場合には、遅すぎる冷却速度により、マルテンサイト相が不均一に形成されるおそれがある。より好ましくは、上記冷却は、１～１００℃／秒の冷却速度で行うことができる。
上記冷却の際に常温まで冷却しても目標とする組織の確保には問題ない。ここで、常温は１０～３５℃程度を示すことができる。

一方、必要に応じて、最終冷却の前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理することにより、合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得ることができる。本発明において、合金化熱処理工程の条件については特に制限はなく、通常の条件であればよい。一例として、４８０～６００℃の温度範囲で合金化熱処理工程を行うことができる。

次に、必要に応じて、最終冷却された溶融亜鉛系めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延することにより、マルテンサイトの周囲に位置するフェライトに多量の転位を形成して焼付硬化性をさらに向上させることができる。

この際、圧下率は１．０％未満（０％を除く）であることが好ましい。圧下率が１．０％以上の場合には、転位形成の面からは有利であるが、設備能力の限界によって板破断の発生などといった副作用が生じる可能性がある。

上記によって製造された本発明の高強度鋼板は、微細組織として硬質相と軟質相を混合して含む。具体的には、面積分率４０％未満のフェライト、残部ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトを含むことができる。

この際、フェライト内の固溶元素の濃度を高めて強度の向上及び結晶粒微細化を図ることにより、軟質相と硬質相の間の硬度差を最小限に抑えることができる。また、高降伏強度とともに延性を向上させることにより、曲げ特性及び成形性に優れた高強度鋼板を提供するという効果がある。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものであるからである。

（実施例）
下記表１に示した合金組成を有する鋼スラブを製作した後、上記鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱した後、下記表２に示した条件で熱間圧延、冷却、及び巻取りして熱延鋼板を製造した。

次に、それぞれの熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造した後、下記表２に示した条件で連続焼鈍処理し、段階的冷却（１次及び２次）を行った後、２次冷却終了温度で５０～５００秒間維持した。この際、上記２次冷却は水素冷却設備で行った。

その後、４３０～４９０℃の溶融亜鉛めっき浴（０．１～０．３％Ａｌ－残部Ｚｎ）で亜鉛めっき処理した後、Ｍｓ以下まで１℃／秒以上の冷却速度で最終冷却した後、０．２％に調質圧延して溶融亜鉛系めっき鋼板を製造した。

上記によって製造されたそれぞれの鋼板に対して微細組織を観察し、機械的特性及びめっき特性を評価した後、その結果を下記表３に示した。

この際、それぞれの試験片に対する引張試験は、ＡＳＴＭ規格を用いてＬ方向に行った。また、３点曲げ試験は、ＶＤＡ（ドイツ自動車協会）２３８－１００規格を適用して曲げ角（１８０度－曲げ内角）を評価した。ここで、曲げ角が大きいほど曲げ性に優れたものと評価した。

そして、微細組織の分率は鋼板の厚さ１／４ｔ地点における基地組織を分析した。具体的には、ナイタール（Ｎｉｔａｌ）腐食後に、ＦＥ－ＳＥＭ及び画像分析器（Ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いてフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトの分率を測定した。

一方、各鋼板の１／４ｔ地点におけるフェライト内のＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒの濃度は、ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）、ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）、及びＥＬＬＳ分析装置を用いて測定した。

さらに、各相の硬度は、微小硬さ試験機（Ｍｉｃｒｏ Ｖｉｃｋｅｒｓ Ｈａｒｄｎｅｓｓ Ｔｅｓｔｅｒ）を用いて１０回測定した後、その平均値を取った。

（上記表１において、成分比は、各鋼の式（１）［｛（２×（Ｓｉ＋Ａｌ））＋Ｍｏ＋Ｃｒ｝／Ｃ］の値を示したものである。）

（上記表３において、Ｆはフェライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト相を意味する。また、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度、Ｅｌは伸び率、ＹＲは降伏比を意味する。そして、濃度比は式（２）［｛（２×（Ｓｉ_Ｆ＋Ａｌ_Ｆ）＋Ｍｏ_Ｆ＋Ｃｒ_Ｆ｝／Ｃ_Ｆ］の計算値、硬度比は式（３）［（Ｈ_Ｂ＋Ｈ_Ｍ）／（２×Ｈ_Ｆ）］の計算値を示したものである。）

上記表１～３に示すように、本発明で要求する、鋼の合金組成、成分比（関係式１）、及び製造条件をすべて満たす発明鋼１～６は、意図する微細組織が形成されることから、３点曲げ角が８０度以上であり、降伏強度と伸び率の関係（ＹＳ×Ｅｌ）が１００００以上を確保することができるため、耐衝突性及び成形性の確保が可能であることが分かる。

これに対し、鋼の合金組成、成分比、及び製造条件のうちいずれか１つ以上の条件が、本発明で提案するものから外れた比較鋼１～５は、本発明で意図する微細組織を得ることができなかった。そのため、曲げ特性が劣化し、降伏強度と伸び率の関係（ＹＳ×Ｅｌ）が１００００未満と確保されて、耐衝突性及び成形性の確保が不可能であった。

図１はフェライト相内のＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃ間の濃度比（式（２）に該当）による相間硬度比［（Ｈ_Ｂ＋Ｈ_Ｍ）／（２×Ｈ_Ｆ）］の変化を示すグラフである。
図１に示すように、フェライト相内のＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃ間の濃度比が５００以上確保されなければ、相間硬度差を効果的に減らすことができないことが分かる。

図２は相間硬度比［（Ｈ_Ｂ＋Ｈ_Ｍ）／（２×Ｈ_Ｆ）］による降伏強度と延性の関係（ＹＳ×Ｅｌ）の変化を示すグラフである。
図２に示すように、相間硬度比が３以下であると、降伏強度と延性の関係（ＹＳ×Ｅｌ）を１００００以上に確保することができることが分かる。

図３は相間硬度比［（Ｈ_Ｂ＋Ｈ_Ｍ）／（２×Ｈ_Ｆ）］による３点曲げ角の変化を示すグラフである。
図３に示すように、相間硬度比が３以下であると、３点曲げ角を８０度以上に確保することができることが分かる。

図４は降伏強度と延性の関係（ＹＳ×Ｅｌ）及び３点曲げ角の変化を示すグラフである。
図４に示すように、降伏強度と延性の関係（ＹＳ×Ｅｌ）の値が１００００以上の場合には、３点曲げ角を８０度以上に確保することができることが分かる。

Claims (8)

1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０４～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．８～２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０％を除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を除く）と、チタン（Ｔｉ）：０．００３～０．０６％及びニオブ（Ｎｂ）：０．００３～０．０６％のうち１種以上、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｏ、及びＣｒの関係が下記式（１）を満たし、
   微細組織として、面積分率２５％以上～４０％未満のフェライト、残部ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトを含み、
   前記フェライトの全分率（Ｆｔ）のうち未再結晶フェライト（Ｆｎ）の占有率（Ｆｎ／Ｆｔ）が２０％以下（０％を含む）であり、
   前記フェライト内のＳｉ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣの濃度比が下記式（２）を満たし、
   前記マルテンサイト相、ベイナイト相、フェライト相の硬度比が下記式（３）を満たす、衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板。
   式（１）
   ｛（２×（Ｓｉ＋Ａｌ））＋Ｍｏ＋Ｃｒ｝／Ｃ≧２０
   （ここで、各元素は重量含有量を意味する。）
   式（２）
   ｛（２×（Ｓｉ _Ｆ ＋Ａｌ _Ｆ ））＋Ｍｏ _Ｆ ＋Ｃｒ _Ｆ ｝／Ｃ _Ｆ ≧５００
   （ここで、各元素は重量含有量を意味する。）
   式（３）
   （Ｈ _Ｂ ＋Ｈ _Ｍ ）／（２×Ｈ _Ｆ ）≦３
   （ここで、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、Ｆはフェライトを意味する。）
2. 前記鋼板は、少なくとも一面に亜鉛系めっき層を含む、請求項１に記載の衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板。
3. 前記鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、３点曲げ角が８０度以上であり、降伏強度と伸び率の積（ＹＳ×Ｅｌ）が１００００以上である、請求項１に記載の衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板。
4. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０４～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．８～２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．５％、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０％を除く）、アンチモン（Ｓｂ）：０．０５％以下（０％を除く）と、チタン（Ｔｉ）：０．００３～０．０６％及びニオブ（Ｎｂ）：０．００３～０．０６％のうち１種以上、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｏ、及びＣｒの関係が下記式（１）を満たす鋼スラブを１０５０～１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、
   前記再加熱された鋼スラブをＡｒ３以上の温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
   前記熱延鋼板を４００～７００℃の温度範囲で巻取る段階と、
   前記巻取り後に冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
   前記冷延鋼板をＡｃ１＋３０℃～Ａｃ３－２０℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、
   前記連続焼鈍後に６３０～６７０℃まで１０℃／秒以下（０℃／秒を除く）の冷却速度で１次冷却する段階と、
   前記１次冷却後に水素冷却設備において４００～５５０℃まで５℃／秒以上の冷却速度で２次冷却する段階と、
   前記２次冷却後に５０～５００秒間維持する段階と、
   前記維持後に溶融亜鉛めっきする段階と、
   前記溶融亜鉛めっき後にＭｓ以下まで１℃／秒以上の冷却速度で最終冷却する段階と、
   を含み、
   前記冷間圧延は、総圧下率３０％以上で行い、１～４番のスタンドの圧下率をそれぞれ１５％以上にして行う、請求項１に記載の衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
   式（１）
   ｛（２×（Ｓｉ＋Ａｌ））＋Ｍｏ＋Ｃｒ｝／Ｃ≧２０
   （ここで、各元素は重量含有量を意味する。）
5. 前記仕上げ熱間圧延における出口側温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃を満たす、請求項４に記載の衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
6. 前記溶融亜鉛めっきする段階は、４３０～４９０℃の亜鉛めっき浴で行う、請求項４に記載の衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
7. 前記溶融亜鉛めっき後の最終冷却を行う前に、合金化熱処理する段階をさらに含む、請
   求項４に記載の衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
8. 前記２次冷却の際にベイナイト相が形成される、請求項４に記載の衝突特性及び成形性
   に優れた高強度鋼板の製造方法。
   
   
   

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