JP7150022B2 - 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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-
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Description
本発明は、自動車構造部材用に使用される高強度鋼板に関し、より詳細には、加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車用素材において、各種の環境規制及びエネルギー使用規制に伴い、自動車の燃費向上または耐久性向上のために高強度鋼板の使用が求められている。
一般に、鋼板の強度が高くなるほど、伸びが減少するようになり、これにより成形加工性が低下するという問題があるため、これを補うことができる素材の開発が求められているのが実情である。
一方、鋼を強化する方法には、固溶強化、析出強化、結晶粒微細化による強化、変態強化などがあるが、このうち固溶強化及び結晶粒微細化による強化は、引張強度４９０ＭＰａ級以上の高強度鋼を製造しにくいという欠点がある。
析出強化型の高強度鋼は、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどのような炭化物または窒化物の形成元素を添加して析出物を形成させることで、鋼を強化させたり、又は微細析出物による結晶粒の成長抑制を通じて結晶粒の微細化による強度を確保する技術である。これは、低い製造コストに対して強度を容易に向上させることができるという利点を有するが、微細析出物により再結晶の温度が急激に上昇するため、十分な再結晶を引き起こして延性を確保するためには、高温焼鈍を施さなければならないという欠点がある。また、フェライト基地に炭化物または窒化物を析出させることで鋼を強化するため、引張強度６００ＭＰａ以上の高強度鋼を得るのには限界がある。
変態強化型の高強度鋼としては、フェライト基地に硬質のマルテンサイトを含ませたフェライト－マルテンサイト２相組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、残留オーステナイトの変態誘起塑性を用いたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、またはフェライトと、硬質のベイナイトまたはマルテンサイトの低温組織鋼で構成されるＣＰ（Ｃｏｍｐｌｅｘｅｄ Ｐｈａｓｅ）鋼などが開発されてきた。
最近、自動車の燃費向上及び耐久性向上とともに、衝突安全性及び乗客保護のために、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の、車体構造や補強材（メンバー（ｍｅｍｂｅｒ）、シートレール（ｓｅａｔ ｒａｉｌ）及びピラー（ｐｉｌｌａｒ）など）としての使用量が増大している。
しかし、強度が次第に高強度化するにつれて、鋼板を部品として製作するためにプレス成形する過程でクラック（ｃｒａｃｋ）又はシワが発生し、複雑な部品を製造する上で限界にきている。
このような高強度鋼板の加工性を向上させるためには、変態強化型の高強度鋼のうち最も広く使用されているＤＰ鋼の特性である低降伏比（ｌｏｗ Ｙｉｅｌｄ Ｒａｔｉｏ）を満足させると共に、既存のＤＰ鋼に対して延性（Ｅｌ）及び加工硬化指数（ｎ）を向上させるべきである。このようなことの実現が可能であれば、複雑な部品を製作するための素材として、高強度鋼板の適用を拡大させることができる。
一方、高強度鋼板の加工性を向上させようとする技術として、特許文献１では、マルテンサイトを主体とする複合組織からなる鋼板を開示している。具体的に、加工性を向上させるために、組織の内部に粒径１～１００ｎｍの微細析出銅（Ｃｕ）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。ところが、微細Ｃｕ粒子を析出させるためには２～５重量％の高い含量でＣｕを添加しなければならず、この場合、Ｃｕによる赤熱脆性が発生する恐れがあり、製造コストが過度に上昇するという問題がある。
他の例として、特許文献２では、フェライトを基地組織としてパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を２～１０面積％含む微細組織を有し、且つ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り強度を向上させた鋼板を開示している。この場合、鋼板の穴拡げ性は良好であるが、引張強度を上げるのに限界があり、降伏強度が高くて延性が低いため、プレス成形時にクラックなどの欠陥が発生するという問題がある。
また他の例として、特許文献３では、テンパード－マルテンサイト相を活用して高強度及び高延性を同時に得ると共に、連続焼鈍後の板形状も優れた冷延鋼板について開示している。しかし、この場合には、炭素（Ｃ）の含量が０．２％以上と高く、溶接性に劣るという問題及びＳｉの多量添加に起因する炉内デント欠陥が発生するという問題がある。
本発明の一側面は、引張強度７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を提供するにあたり、低降伏比を有しながらも、延性（Ｅｌ）及び加工硬化指数（ｎ）に優れており、加工性が向上し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）：０．０６～０．１８％、シリコン（Ｓｉ）：１．５％以下（０％を除く）、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：１．０％以下（０％を除く）、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、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）、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、
微細組織として、面積分率４０％以上のフェライトと残部ベイナイト、フレッシュ（ｆｒｅｓｈ）マルテンサイト及び残留オーステナイトを含み、上記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と上記ベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｂ）との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上であり、上記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と平均粒度３μｍ以下の微細フレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｓ）との比（Ｍｓ／Ｍｔ）が６０％以上である、加工性に優れた高強度鋼板を提供する。
微細組織として、面積分率４０％以上のフェライトと残部ベイナイト、フレッシュ（ｆｒｅｓｈ）マルテンサイト及び残留オーステナイトを含み、上記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と上記ベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｂ）との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上であり、上記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と平均粒度３μｍ以下の微細フレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｓ）との比（Ｍｓ／Ｍｔ）が６０％以上である、加工性に優れた高強度鋼板を提供する。
本発明の他の一側面は、上述の合金組成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、上記加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上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℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記巻取後に常温まで０．１℃／ｓ以下の冷却速度で１次冷却する段階と、上記冷却後に４０～７０％の冷間圧下率で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℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の冷却速度で２次冷却する段階と、上記２次冷却後に水素冷却設備にて４００～５００℃まで５℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却する段階と、上記３次冷却後に７０秒以上保持する段階と、上記保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℃／ｓ以上の冷却速度で最終冷却する段階と、を含む、加工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の最適化により高強度を有しながらも、加工性の向上した鋼板を提供することができる。
このように、加工性の向上した本発明の鋼板は、プレス成形時にクラック又はシワ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求められる構造用などの部品に好適に適用できる効果がある。
本発明の発明者らは、自動車用素材のうち複雑な形状への加工が求められる部品などに好適に使用できる水準の加工性を有する素材を開発するために、鋭意研究した。
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、本発明では、最終組織に少量のベイナイトを導入し、上記ベイナイト粒界の周辺にフレッシュマルテンサイト（ｆｒｅｓｈ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を形成させることにより、マルテンサイトが均一に分散し、その大きさも微細化して加工初期に変形を効果的に分散させることができることを見出した。これにより、加工硬化率を大きく向上させることができ、局部的な応力集中を緩和させることにより、延性を大きく向上させることに技術的意義があるといえる。
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加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６～０．１８％、シリコン（Ｓｉ）：１．５％以下(０％を除く)、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下(０％を除く)、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下(０％を除く)、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：１．０％以下（０％を除く）、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、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）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、特に言及しない限り、各合金組成の含量は、重量％を意味する。
Ｃ：０．０６～０．１８％
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。このような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含量が増加するほど、鋼中のマルテンサイト量が増加するようになる。
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。このような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含量が増加するほど、鋼中のマルテンサイト量が増加するようになる。
ところが、このようなＣの含量が０．１８％を超えると、鋼中のマルテンサイト量の増加により強度は高くなるものの、相対的に炭素濃度の低いフェライトとの強度の差が増加するようになる。このような強度の差は、応力を付加する際、相間の界面で破壊を発生させやすいため、延性と加工硬化率を低下させるという問題がある。また、溶接性に劣るため、クライアント企業での部品加工の際、溶接欠陥が発生するという問題がある。一方、上記Ｃの含量が０．０６％未満であると、目標とする強度を確保しにくくなる。
したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．０６～０．１８％に制御することが好ましい。より有利には０．０８％以上、さらに有利には０．１％以上含むことができる。
Ｓｉ：１．５％以下（０％を除く）
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト安定化元素であって、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で、マルテンサイトの形成を促進する元素である。また、固溶強化能がよく、フェライトの強度を高めて相間の硬度差を縮めるのに効果的であり、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。
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト安定化元素であって、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で、マルテンサイトの形成を促進する元素である。また、固溶強化能がよく、フェライトの強度を高めて相間の硬度差を縮めるのに効果的であり、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。
このようなＳｉの含量が１．５％を超えると、表面にスケール欠陥を誘発させてめっきの表面品質が劣り、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の含量を１．５％以下に制御することが好ましく、０％は除く。より好ましくは０．３～１．０％含むことができる。
Ｍｎ：１．７～２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、延性を低下させることなく粒子を微細化させ、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防止する効果がある。また、上記Ｍｎは、鋼を強化させる元素であると共に、複合組織鋼において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。
マンガン（Ｍｎ）は、延性を低下させることなく粒子を微細化させ、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして析出させてＦｅＳの生成による熱間脆性を防止する効果がある。また、上記Ｍｎは、鋼を強化させる元素であると共に、複合組織鋼において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。
このようなＭｎの含量が１．７％未満であると、上述の効果が得られないだけでなく、目標レベルの強度を確保するのに困難がある。一方、その含量が２．５％を超えると、溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高く、マルテンサイトが過剰に形成されて材質が不安定となり、組織内のＭｎ－Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物の帯）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、焼鈍時にＭｎ酸化物が表面に溶出し、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の含量を１．７～２．５％に制御することが好ましい。より有利には１．８～２．３％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共に、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。 このようなＭｏは、鋼の硬化能を向上させてマルテンサイトを結晶粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に微細に形成させることで、降伏比の制御を可能にするという利点がある。但し、高価な元素であって、その含量が高くなるほど、製造上不利になるという問題があるため、その含量を適切に制御することが好ましい。
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共に、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。 このようなＭｏは、鋼の硬化能を向上させてマルテンサイトを結晶粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）に微細に形成させることで、降伏比の制御を可能にするという利点がある。但し、高価な元素であって、その含量が高くなるほど、製造上不利になるという問題があるため、その含量を適切に制御することが好ましい。
上述の効果を十分に得るためには、上記Ｍｏを最大０．１５％添加することができる。もし、その含量が０．１５％を超えると、合金コストの急激な上昇を招いて経済性が低下し、過度な結晶粒微細化及び固溶強化の効果により、むしろ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の含量を０．１５％以下に制御することが好ましく、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。このような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化するため、高延性を有する複合組織鋼の製造に有利である。特に、熱間圧延過程でＣｒ２３Ｃ６のようなＣｒ系炭化物を形成するが、これは、焼鈍過程で一部は溶解し、一部は溶解せずに残り、冷却後にマルテンサイト内の固溶Ｃ量を適正レベル以下に制御することができるため、降伏点伸び（ＹＰ－Ｅｌ）の発生が抑制され、低降伏比の複合組織鋼を製造する際に有利な効果がある。
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。このような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化するため、高延性を有する複合組織鋼の製造に有利である。特に、熱間圧延過程でＣｒ２３Ｃ６のようなＣｒ系炭化物を形成するが、これは、焼鈍過程で一部は溶解し、一部は溶解せずに残り、冷却後にマルテンサイト内の固溶Ｃ量を適正レベル以下に制御することができるため、降伏点伸び（ＹＰ－Ｅｌ）の発生が抑制され、低降伏比の複合組織鋼を製造する際に有利な効果がある。
本発明の一側面においては、上記Ｃｒの添加により硬化能の向上を図り、マルテンサイトの形成を容易にするが、その含量が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て冷間圧延性に劣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て、焼鈍後にマルテンサイトの大きさが粗大化することで、伸びの低下を招くという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を１．０％以下に制御することが好ましく、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、面内異方性を改善し、成形性を大きく低下させることなく、強度を確保するのに有利な元素である。しかし、このようなＰを過剰に添加する場合、脆性破壊が発生する可能性が大きく増加して熱間圧延中にスラブの板破断が発生する可能性が高くなり、めっき表面特性を阻害するという問題がある。
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、面内異方性を改善し、成形性を大きく低下させることなく、強度を確保するのに有利な元素である。しかし、このようなＰを過剰に添加する場合、脆性破壊が発生する可能性が大きく増加して熱間圧延中にスラブの板破断が発生する可能性が高くなり、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の含量を０．１％以下に制御することが好ましく、不可避的に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素であって、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、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。特に、上記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的に添加される水準を考慮して０％は除く。
硫黄（Ｓ）は、鋼中の不純物元素であって、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、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。特に、上記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的に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ａｌ：１．０％以下（０％を除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の粒度微細化と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の硬化能を向上させるのに有効であり、ベイナイト領域での保持時にベイナイト内の炭化物の析出を効果的に抑制することで、鋼板の延性を向上させるのに有効な元素である。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の粒度微細化と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の硬化能を向上させるのに有効であり、ベイナイト領域での保持時にベイナイト内の炭化物の析出を効果的に抑制することで、鋼板の延性を向上させるのに有効な元素である。
このようなＡｌの含量が１．０％を超えると、結晶粒微細化効果による強度向上には有利であるが、製鋼連鋳操業時に介在物が過剰に形成されて、めっき鋼板の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招くという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ａｌの含量を１．０％以下に制御することが好ましく、０％は除く。より有利には０．７％以下含むことができる。
Ｔｉ：０．００１～０．０４％、Ｎｂ：０．００１～０．０４％
チタン（Ｔｉ）とニオブ（Ｎｂ）は、強度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、上記ＴｉとＮｂは、鋼中の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の硬度差を減少させる役割を果たす。
チタン（Ｔｉ）とニオブ（Ｎｂ）は、強度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、上記ＴｉとＮｂは、鋼中の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の硬度差を減少させる役割を果たす。
このようなＴｉとＮｂの含量がそれぞれ０．００１％未満であると、上述の効果を十分に確保することができない。一方、その含量がそれぞれ０．０４％を超えると、製造コストが上昇し、析出物が過剰に形成されて延性を大きく阻害する恐れがある。
したがって、本発明では、上記ＴｉとＮｂをそれぞれ０．００１～０．０４％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が、その含量が０．０１％を超える場合、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鋳時にクラックが発生するリスクが大きく増加する。
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が、その含量が０．０１％を超える場合、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鋳時にクラックが発生するリスクが大きく増加する。
したがって、本発明では、上記Ｎの含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、不可避的に添加される水準を考慮して０％は除く。
Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）
ボロン（Ｂ）は、焼鈍中に冷却する過程で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。
ボロン（Ｂ）は、焼鈍中に冷却する過程で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。
このようなＢの含量が０．０１％を超えると、表面に過剰なＢが濃化してめっき密着性の劣化を招くという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｂの含量を０．０１％以下に制御することが好ましく、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による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よる表面濃化物の粗大化を抑制するのに有利な効果がある。
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による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よる表面濃化物の粗大化を抑制するのに有利な効果がある。
このようなＳｂの含量が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、加工性に劣るという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｂの含量を０．０５％以下に制御することが好ましく、０％は除く。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲の環境から意図しない不純物が混入されることがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造プロセスの技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容は本明細書で特に言及しない。
一方、本発明で目標とする高強度と共に、加工硬化率及び延性を向上させて優れた加工性を確保するためには、上述の合金組成を満たす鋼板の微細組織が以下のように構成される必要がある。
具体的に、本発明の高強度鋼板は、微細組織として、面積分率４０％以上のフェライトと残部ベイナイト、フレッシュ（ｆｒｅｓｈ）マルテンサイト及び残留オーステナイトを含むことが好ましい。
上記残部組織のうち、ベイナイト相を少量、例えば、３０面積％以下（０面積％を除く）にて形成することで、フェライトとマルテンサイトとの相間の硬度差を縮める効果が得られる。
より好ましくは、上記フェライトを５５面積％以下含むことができ、フレッシュマルテンサイト相は３５面積％以下含むことができる。
また、本発明の高強度鋼板は、上記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と上記ベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｂ）との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上であり、上記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と平均粒度３μｍ以下の微細フレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｓ）との比（Ｍｓ／Ｍｔ）が６０％以上であることが好ましい。
ここで、ベイナイトに隣接するとは、ベイナイト相の周辺に存在することを意味するものであり、一例として、図１に示したように、ベイナイト相内にフレッシュマルテンサイト相が存在することができる。他の例としては、ベイナイト相の粒界周辺にフレッシュマルテンサイト相が存在することもできるが、これに限定されるものではない。
図１に示したように、本発明は、少量のベイナイト相を導入し、上記ベイナイト相の内部又は周辺にフレッシュマルテンサイトを形成させるにあたり、全体的にフレッシュマルテンサイト相を微細に形成させることにより、鋼内でフレッシュマルテンサイトを均一に分散させながら、加工性を阻害するマルテンサイトバンドの形成を抑制することができる。
但し、ベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％未満であると、平均粒度３μｍ未満の微細フレッシュマルテンサイトの占有比（Ｍｓ／Ｍｔ）を６０％以上に確保することができなくなり、フレッシュマルテンサイトの分散効果を十分に得ることができず、マルテンサイトバンド組織が形成される恐れがある。
一方、本発明の一側面において、上述の組織、即ち、ベイナイト相を形成させながらＭｂ／Ｍｔが６０％以上、Ｍｓ／Ｍｔが６０％以上である組織は、前述の合金元素のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＣｒの関係が下記関係式１ を満たし、且つ後述の製造条件を制御することにより得られる。
[関係式１]
（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃ）／（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）≧０．２５
（ここで、各元素は重量含量を意味する。）
（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃ）／（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）≧０．２５
（ここで、各元素は重量含量を意味する。）
上記［関係式１］において、ＳｉとＡｌは、フェライト安定化元素であって、フェライト変態を促進させ、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。Ｃも、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及び分率の調整に寄与する元素である。一方、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒは、硬化能向上に寄与する元素であるが、上記Ｓｉ、Ａｌ、Ｃのようにオーステナイト内へのＣ濃縮に寄与する効果は相対的に低い。したがって、オーステナイトへのＣ濃縮を助長するＳｉ、Ａｌ、Ｃと硬化能向上に有利なＭｎ、Ｍｏ、Ｃｒの割合を制御することにより、本発明で意図する微細組織が得られる。
より好ましくは、本発明で提供する鋼板の厚さ１／４ｔ（ここで、ｔは、鋼の厚さ（ｍｍ）を意味する）地点においてＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＣｒの成分関係が関係式１を満たす場合、ベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）を６０％以上に確保することができる（図２参照）。
本発明の高強度鋼板は、上記のような組織を有することで、相間の硬度差を最小化することができ、塑性変形の初期段階において低い応力で変形が開始されるため、降伏比が低くなり、加工時の変形が効果的に分散して加工硬化率を高めることができる。
また、上述の組織は、ネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）以後に局部的な応力及び変形の集中を緩和させ、延性破壊を引き起こすボイド（ｖｏｉｄ）の生成、成長及び合体を遅延させることで、延性の向上を図ることができる。
具体的に、本発明の高強度鋼板は、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、且つ４～６％の変形区間で測定した加工硬化指数（ｎ）、延性（Ｅｌ）、引張強度（ＴＳ）及び降伏比（ＹＲ）の関係が、下記関係式２を満たすことができる。
［関係式２］
（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ）／ＹＲ≧５０００
（ここで、単位はＭＰａ％である。）
（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ）／ＹＲ≧５０００
（ここで、単位はＭＰａ％である。）
また、本発明の高強度鋼板は、フェライト内にナノサイズの析出物を形成することで、相間の硬度差をさらに最小化することができる。この際、上記ナノサイズの析出物は、円相当直径を基準として平均３０ｎｍ以下、好ましくは１～３０ｎｍの大きさを有するＮｂ系及び／又はＴｉ系の析出物であってもよい。
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、本発明の別の一側面である、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。
簡略に述べると、本発明は、［鋼スラブの再加熱－熱間圧延－巻取－冷間圧延－連続焼鈍－冷却－溶融亜鉛めっき－冷却］の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、各段階ごとの条件については、以下に詳細に説明する。
［鋼スラブの再加熱］
まず、前述の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、このような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構わない。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。
まず、前述の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、このような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構わない。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］
上記のように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、この際、出口側の温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃を満たすことが好ましい。
上記のように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、この際、出口側の温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃を満たすことが好ましい。
上記仕上げ熱間圧延時に出口側の温度がＡｒ３未満であると、フェライト及びオーステナイトの２相域圧延が行われ、材質の不均一を招く恐れがある。一方、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り材質の不均一をもたらす恐れがある。これにより、後続の冷却時にコイルの歪み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時に入口側の温度は８００～１０００℃の温度範囲であってもよい。
［巻取］
上記のように製造された熱延鋼板を巻き取ることが好ましい。上記巻取は、４００～７００℃の温度範囲で行うことが好ましいが、もし、上記巻取温度が４００℃未満であると、過剰なマルテンサイト又はベイナイトの形成により、熱延鋼板の過度な強度上昇をもたらすため、後続の冷間圧延時に負荷による形状不良などの問題が発生し得る。一方、巻取温度が７００℃を超える場合、鋼中のＳｉ、Ｍｎ及びＢなどのような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著しくなり得る。
上記のように製造された熱延鋼板を巻き取ることが好ましい。上記巻取は、４００～７００℃の温度範囲で行うことが好ましいが、もし、上記巻取温度が４００℃未満であると、過剰なマルテンサイト又はベイナイトの形成により、熱延鋼板の過度な強度上昇をもたらすため、後続の冷間圧延時に負荷による形状不良などの問題が発生し得る。一方、巻取温度が７００℃を超える場合、鋼中のＳｉ、Ｍｎ及びＢなどのような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著しくなり得る。
［１次冷却］
上記のように巻き取られた熱延鋼板を常温まで０．１℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の平均冷却速度で冷却することが好ましい。より有利には０．０５℃／ｓ以下、さらに有利には０．０１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で行うことができる。
上記のように巻き取られた熱延鋼板を常温まで０．１℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の平均冷却速度で冷却することが好ましい。より有利には０．０５℃／ｓ以下、さらに有利には０．０１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で行うことができる。
このように、巻き取られた熱延鋼板を遅い冷却速度で冷却することにより、オーステナイトの核生成サイトとなる炭化物を微細に分散させた熱延鋼板を得ることができる。即ち、熱延過程で微細な炭化物を鋼内に均一に分散させることで、焼鈍時に炭化物が溶解してオーステナイトを微細分散及び形成させることができ、これにより、焼鈍が完了した後は、均一に分散した微細マルテンサイトを得ることができる。
［冷間圧延］
上記の巻取及び冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板として製造することができる。この際、上記冷間圧延は４０～７０％の冷間圧下率で行うことが好ましいが、もし、上記冷間圧下率が４０％未満であると、目標とする厚さを確保することが困難であるだけでなく、鋼板の形状矯正が困難になるという問題がある。一方、上記冷間圧下率が７０％を超えると、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷をもたらすという問題がある。
上記の巻取及び冷却された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板として製造することができる。この際、上記冷間圧延は４０～７０％の冷間圧下率で行うことが好ましいが、もし、上記冷間圧下率が４０％未満であると、目標とする厚さを確保することが困難であるだけでなく、鋼板の形状矯正が困難になるという問題がある。一方、上記冷間圧下率が７０％を超えると、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延の負荷をもたらすという問題がある。
［連続焼鈍］
上記のように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にて行われることができる。
上記のように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にて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と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７７０～８２０℃の温度範囲で行うことができる。
上記連続焼鈍時に、その温度がＡｃ１－２０℃未満であると、十分な再結晶が行われないだけでなく、オーステナイトを十分に形成することが困難であるため、焼鈍後に目標レベルのマルテンサイト相とベイナイト相の分率を確保することができない。一方、その温度がＡｃ３＋３０℃を超えると、生産性が低下し、オーステナイト相が過剰に形成され、冷却後にマルテンサイト相とベイナイト相の分率が大きく増加することで降伏強度が上昇し、延性が減少することで低降伏比及び高延性の確保が困難になるという問題がある。また、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂなどのような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著しくなり、めっき表面品質が低下する恐れがある。
［段階的冷却］
上記のように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、上記冷却は、６３０～６７０℃まで１０℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の平均冷却速度で冷却（この際の冷却を２次冷却と称する）した後、４００～５００℃まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却（この際の冷却を３次冷却と称する）することが好ましい。
上記のように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、上記冷却は、６３０～６７０℃まで１０℃／ｓ以下（０℃／ｓを除く）の平均冷却速度で冷却（この際の冷却を２次冷却と称する）した後、４００～５００℃まで５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却（この際の冷却を３次冷却と称する）することが好ましい。
上記２次冷却時の終了温度が６３０℃未満の場合、低すぎる温度により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、加工時にクラックが発生する可能性が高くなる。一方、終了温度が６７０℃を超える場合、炭素の拡散においては有利であるが、後続の冷却（３次冷却）時に、過度に高い冷却速度を要するという欠点がある。また、上記２次冷却時に平均冷却速度が１０℃／ｓを超えると、炭素拡散が十分に生じなくなる。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℃／ｓ以上で行うことができる。
上述の条件で２次冷却を完了した後、３次冷却を行うことが好ましいが、上記３次冷却時に、その終了温度が４００℃未満であるか、又は５００℃を超える場合、ベイナイト相の導入が困難となる。これにより、相間の硬度差を効果的に縮めることができなくなる。また、上記３次冷却時に平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、ベイナイト相が目標レベルに形成されない恐れがある。一方、上記平均冷却速度の上限は特に限定せず、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℃／ｓ以下で行うことができる。
そして、上記３次冷却は、水素ガス（Ｈ２ ｇａｓ）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て冷却を行うことにより、上記３次冷却時に発生し得る表面酸化を抑制する効果を得ることができる。
一方、上述のように段階的に冷却を行うにあたり、２次冷却時の冷却速度より３次冷却時の冷却速度を速くすることができ、本発明では、上述の条件で３次冷却時にベイナイト相を形成することができる。
［保持］
上述のように、段階的冷却を完了した後、冷却された温度範囲で７０秒以上保持することが好ましい。
上述のように、段階的冷却を完了した後、冷却された温度範囲で７０秒以上保持することが好ましい。
これは、前述の３次冷却時に形成されたベイナイト相に隣接している未変態オーステナイト相に炭素を濃縮させるためである。即ち、後続する工程をすべて完了した後、ベイナイトに隣接した領域に微細なフレッシュマルテンサイト相を形成しようとするものである。
この際、保持時間が７０秒未満であると、未変態オーステナイト相に濃縮される炭素量が不十分であり、意図する微細組織が確保できなくなる。より好ましくは、７０～２００秒内に保持することができる。
［溶融亜鉛めっき］
上記のように段階的冷却及び保持工程を経た後、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。
上記のように段階的冷却及び保持工程を経た後、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るが、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時の溶融亜鉛系めっき浴の組成については特に限定せず、純粋亜鉛めっき浴であるか、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は、Ｍｓ（マルテンサイトの変態開始温度）以下まで１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。この過程で鋼板（ここで、鋼板はめっき層の下部の母材に該当する）のベイナイト相に隣接した領域で微細なフレッシュマルテンサイト（ｆｒｅｓｈ ｍａｒｔｅｎｓｔｉｅ）相を形成することができる。
上記溶融亜鉛めっきを完了した後は、Ｍｓ（マルテンサイトの変態開始温度）以下まで１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。この過程で鋼板（ここで、鋼板はめっき層の下部の母材に該当する）のベイナイト相に隣接した領域で微細なフレッシュマルテンサイト（ｆｒｅｓｈ ｍａｒｔｅｎｓｔｉｅ）相を形成することができる。
上記冷却時に、その終了温度がＭｓを超えると、フレッシュマルテンサイト相が十分に確保できなくなり、平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、遅すぎる冷却速度によりフレッシュマルテンサイト相が不均一に形成される恐れがある。より有利には１～１００℃／ｓの冷却速度で冷却を行うことができる。
上記冷却時に、常温まで冷却しても目標とする組織を確保する上で問題がなく、ここで、常温とは１０～３５℃程度を示すことができる。
一方、必要に応じて、最終冷却する前に、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。本発明では、合金化熱処理工程の条件については、特に制限せず、通常の条件であれば構わない。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することで、焼付硬化性をより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。もし、圧下率が１．０％以上の場合には、転位形成の面では有利であるが、設備能力の限界により、板破断が発生するなどの副作用をもたらし得る。
前述のように製造された本発明の高強度鋼板は、微細組織として、面積分率４０％以上のフェライトと残部ベイナイト、フレッシュ（ｆｒｅｓｈ）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。また、上記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と、上記ベイナイトに隣接したマルテンサイトの分率（Ｍｂ）との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上であり、上記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と、平均粒度３μｍ以下の微細フレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｓ）との比（Ｍｓ／Ｍｔ）が６０％以上を満たすことで、相間の硬度差を大きく縮める効果を得ることができる。
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、下記の実施例は、本発明の例示として、より詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないこと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、これにより合理的に類推できる事項によって決定されるものである。
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てから、下記表２に示した条件で熱間圧延、冷却及び巻取して熱延鋼板を製造した。
その後、それぞれの熱延鋼板を酸洗し、４０～７０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造してから、下記表２に示した条件で連続焼鈍処理した後、段階的冷却（２次及び３次）を行ってから、３次冷却終了温度で７０～１００秒の範囲で保持した。この際、３次冷却は水素冷却設備にて行った。
またその後、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てから、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。
上記のように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方向に施した。また、加工硬化率（ｎ）は、ＶＤＡ（ドイツ自動車協会）規格に示されている変形率４～６％区間での加工硬化率の値を測定した。
そして、微細組織分率は、鋼板の厚さ１／４ｔ地点で基地組織を分析した。 具体的には、ナイタル（Ｎｉｔａｌ）腐食後、ＦＥ－ＳＥＭとイメージ分析器（Ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いてフェライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、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Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒの濃度は、ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）とＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）、ＥＬＬＳ分析装備を用いて測定した。
さらに、各鋼板の未めっき発生の有無については、ＳＥＭで観察したとき、めっき層が形成されていない領域の存在の有無を確認し、めっき層が形成されていない領域が存在する場合、未めっきとして評価した。
上記表１乃至３に示したように、鋼の合金組成、成分比（関係式１）及び製造条件が本発明の提案範囲を全て満たしている発明鋼１乃至６は、意図する微細組織が形成されることで降伏比が０．６以下と低降伏比を有するだけでなく、（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ）／ＹＲの値が５０００を超えることから、加工性に優れていることが確認できる。
さらに、発明鋼１乃至６は、いずれもめっき特性が良好であることが確認できる。
さらに、発明鋼１乃至６は、いずれもめっき特性が良好であることが確認できる。
一方、鋼の合金組成、成分比及び製造条件のうち一つ以上の条件が、本発明の提案範囲を外れる比較鋼１乃至６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。これにより、降伏比が高く、又は（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ）／ＹＲ の値が５０００未満に確保されたことから、加工性が向上していないことが分かる。
これらのうち、比較鋼５及び６の場合はめっき性にも劣っており、未めっきが発生した。
これらのうち、比較鋼５及び６の場合はめっき性にも劣っており、未めっきが発生した。
図２は、発明鋼と比較鋼の厚さ１／４ｔ地点におけるＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＣｒ間の濃度比（関係式１に該当）による相占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）の変化を示したものである。図２に示したように、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＣｒ間の濃度比が０．２５以上に確保された場合のみ、意図する組織が得られることが分かる。
図３は、相占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）による微細フレッシュマルテンサイト相の占有比（Ｍｓ／Ｍｔ）の変化を示したものである。
図３に示したように、ベイナイトに隣接するフレッシュマルテンサイト相の占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上である場合に、意図する組織が得られることが分かる。
図３に示したように、ベイナイトに隣接するフレッシュマルテンサイト相の占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上である場合に、意図する組織が得られることが分かる。
図４は、相占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）による機械的性質（関係式２に該当）の変化を示したものである。
図４に示したように、ベイナイトに隣接するフレッシュマルテンサイト相の占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上である場合のみ、（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ）／ＹＲの値が５０００以上に確保されることが分かる。
図４に示したように、ベイナイトに隣接するフレッシュマルテンサイト相の占有比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上である場合のみ、（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ）／ＹＲの値が５０００以上に確保されることが分かる。
図５は、微細フレッシュマルテンサイト相の占有比（Ｍｓ／Ｍｔ）による機械的性質（関係式２に該当）の変化を示したものである。
図５に示したように、微細フレッシュマルテンサイト相の占有比（Ｍｓ／Ｍｔ）が６０％以上である場合のみ、（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ）／ＹＲの値が５０００以上に確保されることが分かる。
図５に示したように、微細フレッシュマルテンサイト相の占有比（Ｍｓ／Ｍｔ）が６０％以上である場合のみ、（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ）／ＹＲの値が５０００以上に確保されることが分かる。
Claims (9)
- 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６～０．１８％、シリコン（Ｓｉ）：１.５％以下(０％を除く)、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下(０％を除く)、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下(０％を除く)、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：１．０％以下(０％を除く)、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、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）、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、
前記Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＣｒの関係が下記関係式１を満たし、
［関係式１］
（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃ）／（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）≧０．２５
（ここで、各元素は重量含量を意味する。）
微細組織として、面積分率４０％以上のフェライトと残部ベイナイト、フレッシュ（ｆｒｅｓｈ）マルテンサイト及び残留オーステナイトを含み、
前記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と前記ベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｂ）との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上であり、前記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と平均粒度３μｍ以下の微細フレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｓ）との比（Ｍｓ／Ｍｔ）が６０％以上であり、
前記フレッシュマルテンサイトは面積分率１９～３５％、前記ベイナイトは面積分率３０％以下（０面積％を除く）で含まれる、
加工性に優れた高強度鋼板。 - 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に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板は、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、４～６％の変形区間で測定した加工硬化指数（ｎ）、延性（Ｅｌ）、引張強度（ＴＳ）及び降伏比（ＹＲ）の関係が下記関係式２を満たす、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
［関係式２］
（ｎ×Ｅｌ×ＴＳ）／ＹＲ ≧５０００
（ここで、単位はＭＰａ％である。） - 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０６～０．１８％、シリコン（Ｓｉ）：１.５％以下(０％を除く)、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１５％以下(０％を除く)、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下(０％を除く)、リン（Ｐ）：０．１％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、アルミニウム（Ａｌ）：１．０％以下(０％を除く)、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０４％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０４％、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）、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、
前記Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＣｒの関係が下記関係式１：
［関係式１］
（Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｃ）／（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）≧０．２５
（ここで、各元素は重量含量を意味する。）
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、
前記加熱された鋼スラブをＡｒ３変態点以上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℃の温度範囲で巻き取る段階と、
前記巻取後に常温まで０．１℃／ｓ以下の冷却速度で１次冷却する段階と、
前記冷却後に４０～７０％の冷間圧下率で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℃／ｓ以下(０℃／ｓを除く)の冷却速度で２次冷却する段階と、
前記２次冷却後に水素冷却設備にて４００～５００℃まで５℃／ｓ以上の冷却速度で３次冷却する段階と、
前記３次冷却後に７０秒以上保持する段階と、
前記保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℃／ｓ以上の冷却速度で最終冷却する段階と、
を含み、
微細組織として、面積分率４０％以上のフェライトと残部ベイナイト、フレッシュ（ｆｒｅｓｈ）マルテンサイト及び残留オーステナイトを含み、
前記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と前記ベイナイトに隣接したフレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｂ）との比（Ｍｂ／Ｍｔ）が６０％以上であり、前記フレッシュマルテンサイトの全体分率（Ｍｔ）と平均粒度３μｍ以下の微細フレッシュマルテンサイトの分率（Ｍｓ）との比（Ｍｓ／Ｍｔ）が６０％以上であり、
前記フレッシュマルテンサイトは面積分率１９～３５％、前記ベイナイトは面積分率３０％以下（０面積％を除く）で含まれる鋼板を得る、
加工性に優れた鋼板の製造方法。 - 前記仕上げ熱間圧延時に出口側の温度がＡｒ３～Ａｒ３＋５０℃を満たす、請求項４に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記３次冷却時にベイナイト相が形成される、請求項４に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっき後の最終冷却時にフレッシュ（ｆｒｅｓｈ）マルテンサイト相が形成される、請求項４に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 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に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記最終冷却後に１．０％未満の圧下率で調質圧延する段階をさらに含む、請求項４に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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