JPWO2013121963A1 - 鋼板、めっき鋼板、及びそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

この鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上、０．０８０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｍｎ：０．８０％以上、１．８０％以下、Ａｌ：０．１０％超、０．４０％未満、を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０９５％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０９５％以下の双方を合計で０．０３０％以上、０．１００％以下含有し、金属組織がフェライトとベイナイトとその他の相とからなり、前記フェライトの面積率が８０％〜９５％であり、前記ベイナイトの面積率が５％〜２０％であり、前記その他の相の分率の合計が３％未満であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、前記引張強度に対する疲労強度としての疲労強度比が０．４５以上である。

Description

本発明は、自動車用鋼板の用途、特に足回り部品に好適な、疲労特性、延性及び穴拡げ性に優れ、更には衝突特性にも優れる高強度鋼板、めっき鋼板、及びそれらの製造方法に関する。
本願は、２０１２年２月１７日に、日本に出願された特願２０１２−０３２５９１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、自動車メーカーでは、２０１２年の欧州のＣＯ_２排出規制強化、２０１５年の日本の燃費規制強化、更には欧州の衝突規制強化等に対応するため、車体軽量化による燃費向上及び衝突安全性向上を目的に、使用鋼材の高強度化が急速に進んでいる。このような高強度鋼板は「ハイテン」と呼ばれ、主に引張強度が４４０〜５９０ＭＰａ、更に直近では５９０ＭＰａを超える薄鋼板の受注量が年々増加傾向にある。

その中でも、シャシーフレーム等の足回り部品は、その適用部位の観点から優れた疲労特性、更にはその部品形状の観点から優れた延性及び穴拡げ性が要求される。一方、足回り部品は、通常板厚の厚い２．０ｍｍ以上の熱延鋼板が主流であるものの、剛性確保のために厚手の材料を選定する事で品質を保証してきており、ボディー部品等に比べて薄手化対応が遅れているのが現状である。したがって、足回り部品の薄手化を推進するにあたり腐食減肉代が少なくなるため、現行の熱延鋼板から防錆性の高い溶融亜鉛めっき鋼板への適用の動きが進展していくと予想される。

一般的に疲労特性は、疲労強度を引張強度で除した疲労強度比が０．４５以上であると良好とされる。また、引張強度と全伸びとの積が１７０００ＭＰａ・％以上であると延性が良好であるとされ、引張強度が５９０ＭＰａ級の場合は穴拡げ率が８０％以上であると穴拡げ性が良好であるとされる。また、降伏強度を引張強度で除した降伏比が０．８０以上であると耐衝突特性が良好であるとされる。

一般的に、引張強度が増加すると、降伏強度も増加するため、延性が低下し、更には伸びフランジ成形性が損なわれる。従来、フェライトとマルテンサイトの２相を含有するＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ（ＤＰ）鋼の場合、延性には優れるものの、軟質相であるフェライトと硬質相であるマルテンサイトとの界面近傍での局所的な歪み集中によるマイクロクラックの発生及び進展が起こり易くなるため、穴拡げ性には不利なミクロ組織形態であると考えられている。したがって、穴拡げ性向上にはミクロ組織間の硬度差が小さい程有利であると考えられており、フェライトもしくはベイナイト単相鋼のような均一な組織を有する鋼板が優位にあるとされているが、一方で延性は低下してしまうため、従来は延性と穴拡げ性とを両立させるのが困難であった。

一方で、一般的に引張強度が上昇すると疲労強度も上昇する傾向にあるが、より高強度な材料になると疲労強度比が低下してくる。尚、疲労強度比とは、鋼板の疲労強度を引張強度で除して求められる。鋼材の疲労強度は、一般的に鋼板最表層が硬化している程向上するため、優れた疲労特性を得るには鋼板最表層の硬化が重要となる。

これまでに、穴拡げ性と延性を両立させた高強度鋼板として、例えば特許文献１ではＡｌを積極的に添加し、且つＮｂ，Ｔｉ及びＶといった炭窒化物形成元素を積極的に添加した鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献１において提案されている鋼板は、Ａｌを０．４％以上と多量に添加する必要があり、合金コストがかかるだけでなく、溶接性を劣化させてしまうという課題がある。また、疲労特性に関する記述が無く、耐衝突特性の指標となる降伏比についても開示されていない。

また特許文献２及び３では、Ｎｂ及びＴｉを積極的に添加した穴拡げ性に優れた高強度鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献２及び３において提案されている鋼板は、Ｓｉを積極的に添加しているため、めっき濡れ性が劣位であるという課題がある。また、疲労特性に関する記述が無く、耐衝突特性の指標となる降伏比についても開示されていない。

また特許文献４では、Ｎｂ及びＴｉを積極的に添加した疲労特性と穴拡げ性を両立させた鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献４において提案されている鋼板は、ＩＦ鋼をベースとしており、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度化は困難であるという課題がある。また、耐衝突特性の指標となる降伏比については開示されていない。

また特許文献５では、鋼中の介在物を制御することにより疲労特性と穴拡げ性を両立させた高強度鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献５において提案されている鋼板は、ＬａもしくはＣｅといったレアメタルの添加が必須であり、合金コストがかかるだけでなく、耐衝突特性の指標となる降伏比については開示されていない。

また特許文献６では、Ｎｂ，Ｔｉ、Ｍｏ及びＶといった炭窒化物形成元素を積極的に添加した穴拡げ性に優れた鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献６において提案されている鋼板は、フェライトのビッカース硬度が０．３×ＴＳ＋１０以上でなければならない。本発明において想定している引張強度は５９０ＭＰａ級であることから、フェライトのビッカース硬さを少なくとも１８７Ｈｖ以上にする必要があり、多量の合金化元素（特にＣ、ＮｂやＴｉ等の炭窒化物形成元素、Ｓｉ等のフェライト安定化元素）を添加し、フェライトを硬くする必要があると想定されるため、合金コストがかかるだけでなく、耐衝突特性の指標となる降伏比については開示されていない。

日本国特開２００４−２０４３２６号公報 日本国特開２００４−２２５１０９号公報 日本国特開２００６−１５２３４１号公報 日本国特開平７−０９０４８３号公報 日本国特開２００９−２９９１３６号公報 日本国特開２００６−１６１１１１号公報

本発明の課題は、疲労特性、延性及び穴拡げ性、更には衝突特性にも優れた高強度鋼板、めっき鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく提供することである。

本発明は、引張強度が５９０ＭＰａ以上である高強度鋼板、めっき鋼板の疲労特性の向上並びに延性―穴拡げ性バランスの向上という課題を解決するために行った検討によって得られた知見である。即ち、合金元素量、特にＡｌを積極的に添加し、ＮｂとＴｉの添加量の最適化によって、ミクロ組織を適正化し、且つ焼鈍工程において、最高加熱温度まで加熱後に適切な温度まで冷却し保持することによりフェライト中のセメンタイトの形態を緻密に制御する。そして、焼鈍後に適切なスキンパス圧延を施すことで表層を硬化させることにより、従来に比べて優れた疲労特性、延性及び穴拡げ性を有し、更に優れた衝突特性を有する鋼板が製造できるという知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。なお、本技術が対象とする鋼板の引張強度には本来、上限というものはないが、現実的には、引張強度が９８０ＭＰａを上回ることは難しい。

（１）本発明の第一の態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上、０．０８０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｍｎ：０．８０％以上、１．８０％以下、Ａｌ：０．１０％超、０．４０％未満、を含有し、Ｐ：０．０１００％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、に制限し、更に、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０９５％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０９５％以下の双方を合計で０．０３０％以上、０．１００％以下含有し、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ベイナイトとその他の相とからなり、前記その他の相が、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトを含み、前記フェライトの面積率が８０％〜９５％であり、前記ベイナイトの面積率が５％〜２０％であり、前記その他の相の分率の合計が３％未満であり、前記フェライト中のセメンタイトの円相当直径が０．００３μｍ以上、０．３００μｍ以下であり、前記フェライト中の前記セメンタイトの個数密度が０．０２個／μｍ^２以上、０．１０個／μｍ^２以下であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、前記引張強度に対する疲労強度としての疲労強度比が０．４５以上である。

（２）上記（１）に記載の鋼板は、更に、質量％で、Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下、Ｗ：０．００５％以上、１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上、１．０００％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．５０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上、１．５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上、１．５０％以下、の１種又は２種以上を含有してもよい。

（３）本発明の第二の態様に係るめっき鋼板は、上記（１）または（２）に記載の鋼板の表面にめっきを設けてもよい。

（４）本発明の第三の態様に係る鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延するにあたり、１１５０℃以上に加熱し、Ａｒ_３℃以上の温度で仕上げ圧延を終了し、４００℃以上、６００℃以下の温度域で巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、６００℃以上、Ａｃ_１℃以下の温度範囲内に昇温し、前記熱延鋼板の温度が前記温度範囲内である滞留時間を１０秒以上、２００秒以下として焼鈍した後、３５０℃以上、５５０℃以下まで冷却し、前記熱延鋼板の温度が、３５０℃以上、５５０℃以下の温度範囲内である滞留時間を１０秒以上、５００秒以下として保持した後に冷却してもよい。ここで、Ａｒ_３℃及びＡｃ_１℃は、以下の１式及び２式から求めたＡｒ_３変態温度及びＡｃ_１変態温度である。
Ａｒ_３＝９１０−３２５×[Ｃ]＋３３×[Ｓｉ]＋２８７×[Ｐ]＋４０×[Ａｌ]−９２（[Ｍｎ]＋[Ｍｏ]＋[Ｃｕ]）−４６×（[Ｃｒ]＋[Ｎｉ]） ・・・（１式）
Ａｃ_１＝７６１．３＋２１２[Ｃ]−４５．８[Ｍｎ]＋１６．７[Ｓｉ]
・・・（２式）
但し、［］付元素は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

（５）上記（４）に記載の鋼板の製造方法は、前記鋼板に、伸び率が０．４％以上、２．０％以下のスキンパス圧延を施してもよい。

（６）本発明の第四の態様に係るめっき鋼板の製造方法は、上記（４）または（５）に記載の焼鈍後、冷却し、保持の後、次いでめっきを施した後に冷却してもよい。

（７）上記（６）に記載のめっき鋼板の製造方法は、前記めっきを施した後に４５０℃以上、６００℃以下の温度範囲で１０秒以上の熱処理を行った後に冷却してもよい。

本発明により、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、降伏比が高く、疲労特性及び延性―穴拡げ性バランスに優れ、更には優れた衝突特性を有した高強度鋼板、めっき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、自動車用足回り部品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ものである。

は炭窒化物平均円相当直径と引張強度と全伸びとの積の関係を示す説明図である。 は炭窒化物平均円相当直径と穴拡げ率λの関係を示す説明図である。 は炭窒化物平均円相当直径と降伏比の関係を示す説明図である。 は炭窒化物平均円相当直径と疲労強度比の関係を示す説明図である。 は焼鈍後の保持温度とフェライト中のセメンタイト円相当直径の関係を示す説明図である。 は焼鈍後の保持温度とフェライト中のセメンタイト個数密度の関係を示す説明図である。 はフェライト中のセメンタイト円相当直径と穴拡げ率λの関係を示す説明図である。 はフェライト中のセメンタイト個数密度と穴拡げ率λの関係を示す説明図である。

以下、本発明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。
Ｃは、引張強度及び降伏強度の上昇に寄与する元素であり、狙いとする強度レベルに応じて適量を添加する。また、ベイナイトを得るためにも有効である。Ｃ量は、０．０２０％未満であると、目標の引張強度及び降伏強度を得るのが困難となるため、下限を０．０２０％とする。一方、Ｃ量が０．０８０％を超えると、延性や穴拡げ性や溶接性の劣化を招くため、０．０８０％を上限とする。また、引張強度と降伏強度とを安定して確保するには、Ｃの下限を０．０３０％または０．０４０％としてもよく、Ｃの上限を、０．０７０％または０．０６０％としてもよい。

Ｓｉは、脱酸元素であり、Ｓｉ量の下限は規定しないが、０．０１％未満とするには製造コストが高くなるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。Ｓｉはフェライト安定化元素である。また、Ｓｉは、溶融亜鉛めっきを施す際のめっき濡れ性の低下及び合金化反応の遅延による生産性の低下という問題が生ずることがある。そのため、Ｓｉ量の上限を０．１０％とする。また、めっき濡れ性の低下及び生産性の低下という問題を少なくするには、Ｓｉの下限を０．０２０％、０．０３０％、または０．０４０％としてもよく、Ｓｉの上限を、０．０９０％、０．０８０％、または０．０７０％としてもよい。

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、ベイナ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。一方、Ｍｎ量が１．８０％を超えると、穴拡げ性及び溶接性の劣化を招くため、１．８０％を上限とする。また、ベイナイトを安定して得るためには、Ｍｎの下限を０．９０％、１．００％、または１．１０％としてもよく、Ｍｎの上限を１．７０％、１．６０％、または１．５０％としてもよい。

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。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０．０１００％とする。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０．００５０％以上とすることが好ましい。靭性と溶接性の一層の向上のため、Ｐの上限を０．００９０％または０．００８０％に制限してもよい。

Ｓは不純物であり、その含有量が０．０１５０％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量の上限を０．０１５０％とする。下限は特に限定しないが、Ｓは脱硫コストの観点から、Ｓ量を０．００１０％以上とすることが好ましい。熱間割れの一層の減少のため、Ｓの上限を０．０１００％または０．００５０％に制限してもよい。

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させることで延性を確保するための重要な元素である。その効果を得るためには、Ａｌ量を０．１０％超含有させることが必要である。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だけでなく、溶接性を劣化させるため、その上限を０．４０％未満とする。また、延性を安定して確保するには、Ａｌの下限を０．１５％、０．２０％、または０．２５％としてもよく、Ａｌの上限を、０．３５％または０．３０％としてもよい。

Ｎは不純物であり、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。なお、Ｎは、Ｃと同様に引張強度及び降伏強度の上昇に有効であるため、上限を０．０１００％として積極的に添加しても良い。

更に、Ｎｂ及びＴｉは、本発明において極めて重要な元素である。これらの元素は、炭窒化物を形成し、降伏強度を高め衝突特性の優れた鋼板を作る際に必要となる。これらの元素は、各々析出強化は異なるが、Ｎｂ、Ｔｉの双方の合計で０．０３０％以上含有することで、図１に示すように引張強度ＴＳと全伸びＥｌとの積に優れ、且つ５９０ＭＰａ以上の引張強度が得られ、更に図２に示すように優れた穴拡げ性（穴拡げ率λ）が得られる。更に図３及び４に示すように衝突特性の指標となる降伏比も０．８０以上、疲労特性の指標となる疲労強度比も０．４５以上を得ることが出来る。疲労強度比は高い方が望ましいが、現実には０．６０を上回ることは難しいので、０．６０が事実上の上限となる。尚、Ｎｂ及びＴｉは、複合添加することで単独添加の場合よりもより微細な炭窒化物が得られ、析出強度を増加させるため、それら元素を複合添加することが重要となる。また、Ｎｂ、Ｔｉの双方の合計の上限を０．１００％としたのは、それ以上添加しても析出強化に限界が有り、実質的に強度上昇が得られないだけでなく、図１及び２に示すように延性及び穴拡げ性が低下するためである。また、引張強度と全伸びとの積と、穴拡げ性と、降伏比と、疲労強度比とを安定して確保するには、Ｎｂ、Ｔｉの双方の合計の下限を０．０３２％、０．０３５％、または０．０４０％としてもよく、Ｎｂ、Ｔｉの双方の合計の上限を、０．０８０％、０．０６０％、または０．０５０％としてもよい。
Ｎｂ、Ｔｉそれぞれの下限を０．００５％としたのは、それ未満では炭窒化物の形成が少なく、降伏強度を高める効果が出にくい上、より微細な炭窒化物が得られないからである。また穴拡げ性も低下する。それぞれの上限はＮｂ、Ｔｉ双方の合計の上限による。

Ｍｏ、Ｗ、及びＶは、いずれも炭窒化物を形成する元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を添加しても良い。強度向上の効果を得るためには、それぞれ、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｗ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上を下限として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、それぞれの上限を、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｗ：１．０００％以下、Ｖ：１．０００％以下とすることが好ましい。

Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒ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。強度向上の効果を得るためには、それぞれ、Ｂ：０．０００５％以上、Ｎｉ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．０５％以上、Ｃｒ：０．０５％以上を下限として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、それぞれの上限を、Ｂ：０．０１００％以下、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｕ：１．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下とすることが好ましい。
以上の化学成分を含有する高強度鋼板は、鉄を主成分とする残部が本発明の特性を阻害しない範囲で、製造過程等で不可避的に混入する不純物を含有してもよい。

次に、製造方法の限定理由について説明する。
上記成分組成を有する鋼片を１１５０℃以上の温度に加熱する。鋼片は、連続鋳造設備で製造した直後のスラブであっても良いし、電気炉で製造したものでも良い。１１５０℃以上と規定している理由は、炭窒化物形成元素と炭素を、鋼材中に十分に分解溶解させるためである。これにより、引張強度、引張強度と全伸びとの積、降伏比、疲労強度比が良好になる。析出炭窒化物を溶解させるためには、１２００℃以上とすることが好ましい。但し、加熱温度を１２８０℃超とすることは、生産コスト上好ましくないため、これを上限とすることが好ましい。

熱間圧延における仕上げ温度は、Ａｒ_３変態温度未満では、表層における炭窒化物の析出や粒径の粗大化が進行し、表層強度の低下が著しくなることによる疲労特性の劣化を防ぐため、これを下限とする。仕上げ温度の上限は特に設けないが、実質的には１０５０℃程度が上限となる。
ここで、Ａｒ_３℃は、以下の１式から求めたＡｒ_３変態温度である。
Ａｒ_３＝９１０−３２５×[Ｃ]＋３３×[Ｓｉ]＋２８７×[Ｐ]＋４０×[Ａｌ]−９２（[Ｍｎ]＋[Ｍｏ]＋[Ｃｕ]）−４６×（[Ｃｒ]＋[Ｎｉ]） ・・・（１式）
但し、［］付元素は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

仕上げ圧延後の巻取温度は、本発明において極めて重要な製造条件である。本発明では、巻取温度を６００℃以下とすることにより、熱延鋼板の段階での炭窒化物の析出を抑制することが重要であり、それまでの履歴により本発明の特性が損なわれることは無い。巻取温度が６００℃超では、熱延鋼板での炭窒化物の析出が進行し、焼鈍後の析出強化が十分に得られず、引張強度、降伏比、疲労特性が劣化するため、これを上限とする。更に、巻取温度を６００℃以下とすることで、ベイナイトが得られるため、強度上昇にも有効である。また、巻取温度が４００℃未満になると、フェライトが十分に得られず、延性の低下を招き、引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ性も低下してしまうため、これを下限とする。

本発明の鋼板は熱延鋼板を母材とするものであるため、この後、常法酸洗し、タンデム圧延機などによる冷間圧延を施すことなく焼鈍される。但し、連続焼鈍設備通板時の蛇行等回避のため、形状改善を目的として焼鈍前に調質圧延（圧下率０．４〜１０％程度）の圧延を施すことは構わない。

焼鈍は、加熱温度及び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。焼鈍における最高加熱温度は、本発明において極めて重要な製造条件である。最高加熱温度の下限は６００℃とし、上限はＡｃ_１変態温度とする。最高加熱温度が６００℃未満の場合、焼鈍中の炭窒化物の析出が不十分であり、引張強度及び降伏強度の低下、更には疲労強度の低下を招いてしまう。一方、最高加熱温度がＡｃ_１変態温度超になると、炭窒化物の粗大化及びフェライトからオーステナイトへの変態が起こり、十分な析出強化が得られないため、これを上限とする。
ここで、Ａｃ_１℃は、以下の２式から求めたＡｃ_１変態温度である。
Ａｃ_１＝７６１．３＋２１２[Ｃ]−４５．８[Ｍｎ]＋１６．７[Ｓｉ]
・・・（２式）
但し、［］付元素は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

焼鈍における最高加熱温度での滞留時間は、本発明において極めて重要な製造条件である。６００℃以上Ａｃ_１変態温度以下の温度範囲での鋼板の滞留時間は１０〜２００秒とする。これは、鋼板の最高加熱温度での滞留時間が１０秒未満であると、炭窒化物の析出が不十分となり、十分な析出強化が得られず、引張強度及び降伏強度の低下、更には疲労強度の低下を招いてしまう。一方、鋼板の最高加熱温度での滞留時間が長くなると、生産性の低下を招くだけでなく、炭窒化物の粗大化を招き、十分な析出強化が得られず、引張強度及び降伏強度の低下、更には疲労強度の低下を招いてしまうため、２００秒を上限とする。

前記焼鈍後に３５０〜５５０℃まで冷却し、鋼板の温度が上記温度範囲内である滞留時間を１０〜５００秒として保持する。上記温度範囲での保持は本発明において極めて重要であり、前記焼鈍後に３５０〜５５０℃に保持することによって、出来るだけ微細なフェライト中のセメンタイトを析出させることで穴拡げ性を向上させることが出来る。保持温度が５５０℃超になると、図５に示すようにフェライト中のセメンタイトが粗大化し、図６に示すようにフェライト中のセメンタイト個数密度も増加するため、図７及び８に示すように穴広げ性が劣化するため、上限を５５０℃とする。また、保持温度を３５０℃未満にしても、フェライト中のセメンタイトを微細に析出させる効果が薄れるため、下限を３５０℃とする。また、上記温度範囲内の滞留時間が５００秒超になると、フェライト中のセメンタイトが粗大化し、個数密度も増加し、穴広げ性が劣化するため、上限を５００秒とする。また、上記温度範囲内の滞留時間が１０秒未満になると、フェライト中のセメンタイトを微細に析出させる効果が十分に得られないため、下限を１０秒とする。前述の保持後、鋼板を常温まで冷却する。
また、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。

焼鈍後の冷却後、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、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、焼鈍と冷却、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。後述の合金化処理を行わない場合は、めっき後に鋼板を常温まで冷却する。

合金化処理を行う場合は、前述のめっき後に４５０〜６００℃の温度範囲で行い、その後鋼板を常温まで冷却することが好ましい。これは、４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、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ためである。合金化処理の時間は、１０秒未満では合金化が十分に進行しないことがあるため、１０秒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１００秒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、冷却、めっき及び合金化処理、冷却を連続して行うことが好ましい。
めっき層は、例示的に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきを実施例で示したが、電気亜鉛めっきも含まれる。

スキンパス圧延は、本発明において極めて重要である。スキンパス圧延は、形状矯正と表面性状確保のためだけでなく、表層を硬化させることにより疲労特性を向上させる効果があるため、伸び率０．４〜２．０％の範囲で行うことが好ましい。スキンパス圧延の伸び率の下限を０．４％とした理由は、０．４％未満では十分な表面粗度の改善と表層のみの加工硬化が得られず、疲労特性が改善しないため、これを下限とした。一方、２．０％超のスキンパス圧延を行うと、鋼板が加工硬化し過ぎてプレス成形性が劣化するため、これを上限とする。

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、主にフェライトとベイナイトからなる。フェライトの面積率が８０％未満であると、ベイナイトが増加して、十分な延性が得られないため、フェライトの面積率の下限を８０％以上とした。フェライトの面積率が９５％超であると引張強度が低下するため、フェライトの面積率の上限を９５％以下とした。但し、フェライト中のセンメタイトは、面積としては換算しない。
ベイナイトは、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を招くため、下限を５％、上限を２０％とする。
また、その他の相として、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトがあり、これらの分率（面積率あるいは体積率）の合計が３％以上であると、降伏強度が低下し降伏比を０．８０以上に上昇させることが困難になるため、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの分率の合計は３％未満とする。

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、ナイタールエッチング、必要に応じてレペラーエッチングし、光学顕微鏡で観察すれば良い。なお、ミクロ組織観察は、鋼板の任意の位置から採取したサンプルについて、板厚方向の１／４部を１０００倍で３００×３００μｍの範囲を撮影した。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を白と黒に二値化することにより画像解析を行い、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線回折法によって残留オーステナイトの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。

フェライト中のセメンタイトの形態は本発明において極めて重要である。フェライト中のセメンタイトの円相当直径が０．３００μｍ超となると、穴拡げ試験時の割れの起点となる可能性が高まり、穴拡げ性が劣化するため、上限を０．３００μｍとする。下限は、測定精度の都合のため、０．００３μｍとする。また、前記円相当直径のフェライト中のセメンタイトの個数密度が０．１０個／μｍ^２超となると、フェライト中のセメンタイトは穴拡げ試験時の割れの起点となり得るので、穴拡げ性が劣化するため、上限を０．１０個／μｍ^２とする。フェライト中のセメンタイトの個数密度を０．０２個／μｍ^２とすることは難しいので、下限は０．０２個／μｍ^２とする。なお、フェライト中のセメンタイトの円相当直径及び個数密度は、鋼板の任意の位置から採取したサンプルについて、板厚方向の１／４部から抽出レプリカ試料を作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００倍で１０×１０μｍの範囲におけるフェライト中のセメンタイトを観察し、１００視野の観察結果から決定した。カウント方法は、ランダムに１００視野を選択した。
各機械特性の試験方法を以下に示す。製造後の鋼板から、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、疲労強度については、ＪＩＳ Ｚ ２２７５に準拠し、シェンク式平面曲げ疲労試験機にて評価した。このときの応力負荷は、両振りで試験の振動数は３０Ｈｚとした。尚、疲労強度比は前述の説明に従い、平面曲げ疲労試験により１０^７サイクルでの疲労強度を、上記引張試験により測定される引張強度で除した値とした。また、穴拡げ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して評価した。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランスを板厚の１２％で、直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いて、しわ押さえ力８８．２ｋＮで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記（３式）から、限界穴拡げ率［％］を求め、この限界穴拡げ率から穴拡げ性を評価した。
限界穴拡げ率λ［％］＝｛（Ｄ_ｆ−Ｄ_０）／Ｄ_０｝×１００ ・・・（３式）
ここで、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径［ｍｍ］、Ｄ_０は初期穴径［ｍｍ］である。また、めっき密着性の評価は、ＪＩＳ Ｈ ０４０１に準拠して、曲げ試験により曲げた部分のめっき皮膜の表面状態を目視で評価した。

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、表２−１、表２−２に示す条件で鋼板の製造を行った。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。また、表１には、Ａｒ_３［℃］とＡｃ_１［℃］の計算値も示した。

製造後の鋼板から、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、疲労強度については、ＪＩＳ Ｚ ２２７５に準拠し、シェンク式平面曲げ疲労試験機にて評価した。このときの応力負荷は、両振りで試験の振動数は３０Ｈｚとした。尚、疲労強度比は前述の説明に従い、平面曲げ疲労試験により１０^７サイクルでの疲労強度を、上記引張試験により測定される引張強度で除した値とした。また、穴拡げ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して評価した。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランスを板厚の１２％で、直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いて、しわ押さえ力８８．２ｋＮで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記（３式）から、限界穴拡げ率［％］を求め、この限界穴拡げ率から穴拡げ性を評価した。
限界穴拡げ率λ［％］＝｛（Ｄ_ｆ−Ｄ_０）／Ｄ_０｝×１００ ・・・（３式）
ここで、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径［ｍｍ］、Ｄ_０は初期穴径［ｍｍ］である。また、めっき密着性の評価は、ＪＩＳ Ｈ ０４０１に準拠して、曲げ試験により曲げた部分のめっき皮膜の表面状態を目視で評価した。

鋼板の板厚断面のミクロ組織観察は、前述の方法で観察し、ベイナイトの面積率は、フェライトおよびその他の相以外の相の合計として求めた。
結果を表３−１、表３−２に示す。なお、本発明において、疲労特性の指標である疲労強度比が０．４５以上であるものを良好と評価した。また、延性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びＥｌ［％］の積、すなわちＴＳ×Ｅｌ［ＭＰａ・％］が１７０００［ＭＰａ・％］以上であるものを良好と評価した。また、穴拡げ性の指標である穴拡げ率λ［％］が８０％以上であるものを良好と評価した。また、衝突特性の指標である降伏比が０．８０以上であるものを良好と評価した。
その結果は表３−１、表３−２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焼鈍することにより、疲労強度及び衝突特性に優れ、延性―穴拡げ性バランスに優れた高強度鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能である。

一方、鋼Ｎｏ．ＭはＣ量が多いため、延性及び穴拡げ性が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＮはＣ量が少ないため、ベイナイトの面積率が少なくなり、引張強度が低下し、降伏比、引張強度と全伸びとの積が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＯはＳｉ量が多いため、ベイナイトの面積率が少なくなり、引張強度が低下し、引張強度と全伸びとの積が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＰはＭｎ量が少ないため、ベイナイトの面積率が少なくなり、引張強度が低下し、引張強度と全伸びとの積が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＱはＭｎ量が多いため、ベイナイトの面積率が多くなり、引張強度が上昇するも延性が低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ性も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＲはＡｌ量が少ないため、ベイナイトの面積率が多くなり、延性が低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ性も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＳはＡｌ量が多いため、ベイナイトの面積率が少なくなり、引張強度が低下し、引張強度と全伸びとの積が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＴはＴｉ＋Ｎｂ量が少ないため、引張強度低下し、降伏比、引張強度と全伸びとの積が低下し、疲労強度比及び穴拡げ性も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＵはＴｉ量が少ないため、降伏比及び穴拡げ性が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＶはＴｉ量が多いため、延性が低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ性も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＷはＮｂ量が少ないため、降伏比及び穴拡げ性が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＸはＮｂ量が多いため、延性が低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ性も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＹはＮｂ量が添加されていないため、引張強度、降伏比及び疲労強度比が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＺはＴｉ＋Ｎｂ量が多いため、延性が低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ性も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＡＡはＴｉ＋Ｎｂ量が多いため、延性が低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ性も低下している。

また、製造Ｎｏ．３は、熱間圧延時の加熱温度が低く、炭窒化物による析出強化が少ないため、引張強度が低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、降伏比及び疲労強度比も低下している。
また、製造Ｎｏ．６は、焼鈍工程における最高加熱温度後に冷却した後の保持温度が低く、フェライト中のセメンタイトが粗大化するため、穴拡げ性が低下している。
また、製造Ｎｏ．９は、焼鈍工程における最高加熱温度後に冷却した後の滞留時間が短いため、フェライト中のセメンタイトが粗大化し、穴拡げ性が低下している。
また、製造Ｎｏ．１２は、熱間圧延時の仕上げ温度が低く、鋼板表層部の軟化により疲労強度が低下している。
また、製造Ｎｏ．１５は、巻取温度が高く、炭窒化物による析出強化が少ないため、引張強度、降伏比及び疲労強度比が低下している。
また、製造Ｎｏ．１８は、巻取温度が低く、ベイナイトの面積率が増加し、延性が低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ性も低下している。
また、製造Ｎｏ．２１は、焼鈍時の最高加熱温度が高く、炭窒化物による析出強化が少ないため、引張強度、降伏比及び疲労強度比が低下している。
また、製造Ｎｏ．２４は、焼鈍時の最高加熱温度が低く、炭窒化物による析出強化が少ないため、引張強度、降伏比及び疲労強度比が低下している。
また、製造Ｎｏ．２７は、焼鈍時の最高加熱温度での滞留時間が短く、炭窒化物による析出強化が少ないため、引張強度、降伏比及び疲労強度比が低下している。
また、製造Ｎｏ．３０は、焼鈍時の最高加熱温度での滞留時間が長く、炭窒化物による析出強化が少ないため、引張強度、降伏比及び疲労強度比が低下している。
また、製造Ｎｏ．３１は、最高加熱温度で保持し冷却後の保持温度が高く、フェライト中のセメンタイトが粗大化し、個数密度も増加するため、穴拡げ性が低下している。
また、製造Ｎｏ．３４は、巻取温度が高いためにフェライトが過大となり、引張強度が低下している。
また、製造Ｎｏ．３５は、最高加熱温度で保持し冷却後の等温滞留時間が長く、セメンタイトが粗大化し、個数密度も増加するため、穴拡げ性が低下している。
また、製造Ｎｏ．３８は、巻取温度が低いために多量の析出物が発生し、穴広げ率が低い。

本発明によれば、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、降伏比が高く、疲労特性及び延性―穴拡げ性バランスに優れ、更には優れた衝突特性を有した高強度鋼板、めっき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、自動車用足回り部品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ものである。

（４）本発明の第三の態様に係る鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の鋼板を製造する方法であって、上記（１）または（２）に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延するにあたり、１１５０℃以上に加熱し、Ａｒ_３℃以上の温度で仕上げ圧延を終了し、４００℃以上、６００℃以下の温度域で巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、６００℃以上、Ａｃ_１℃以下の温度範囲内に昇温し、前記熱延鋼板の温度が前記温度範囲内である滞留時間を１０秒以上、２００秒以下として焼鈍した後、３５０℃以上、５５０℃以下まで冷却し、前記熱延鋼板の温度が、３５０℃以上、５５０℃以下の温度範囲内である滞留時間を１０秒以上、５００秒以下として保持した後に冷却してもよい。ここで、Ａｒ_３℃及びＡｃ_１℃は、以下の１式及び２式から求めたＡｒ_３変態温度及びＡｃ_１変態温度である。
Ａｒ_３＝９１０−３２５×[Ｃ]＋３３×[Ｓｉ]＋２８７×[Ｐ]＋４０×[Ａｌ]−９２（[Ｍｎ]＋[Ｍｏ]＋[Ｃｕ]）−４６×（[Ｃｒ]＋[Ｎｉ]） ・・・（１式）
Ａｃ_１＝７６１．３＋２１２[Ｃ]−４５．８[Ｍｎ]＋１６．７[Ｓｉ]
・・・（２式）
但し、［］付元素は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０２０％以上、０．０８０％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上、０．１０％以下、
   Ｍｎ：０．８０％以上、１．８０％以下、
   Ａｌ：０．１０％超、０．４０％未満、
   を含有し、
   Ｐ：０．０１００％以下、
   Ｓ：０．０１５０％以下、
   Ｎ：０．０１００％以下、
   に制限し、更に、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．０９５％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０９５％以下の双方を合計で０．０３０％以上、０．１００％以下含有し、
   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ベイナイトとその他の相とからなり、
   前記その他の相が、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトを含み、
   前記フェライトの面積率が８０％〜９５％であり、
   前記ベイナイトの面積率が５％〜２０％であり、
   前記その他の相の分率の合計が３％未満であり、
   前記フェライト中のセメンタイトの円相当直径が０．００３μｍ以上、０．３００μｍ以下であり、
   前記フェライト中の前記セメンタイトの個数密度が０．０２個／μｍ^２以上、０．１０個／μｍ^２以下であり、
   引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、
   前記引張強度に対する疲労強度としての疲労強度比が０．４５以上である
   ことを特徴とする鋼板。
2. 更に、質量％で、
   Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下、
   Ｗ：０．００５％以上、１．０００％以下、
   Ｖ：０．００５％以上、１．０００％以下、
   Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
   Ｎｉ：０．０５％以上、１．５０％以下、
   Ｃｕ：０．０５％以上、１．５０％以下、
   Ｃｒ：０．０５％以上、１．５０％以下、
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
3. 請求項１または２に記載の鋼板の表面にめっきを設けたことを特徴とするめっき鋼板。
4. 請求項１または２に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延するにあたり、１１５０℃以上に加熱し、Ａｒ_３℃以上の温度で仕上げ圧延を終了し、４００℃以上、６００℃以下の温度域で巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、６００℃以上、Ａｃ_１℃以下の温度範囲内に昇温し、前記熱延鋼板の温度が前記温度範囲内である滞留時間を１０秒以上、２００秒以下として焼鈍した後、３５０℃以上、５５０℃以下まで冷却し、前記熱延鋼板の温度が、３５０℃以上、５５０℃以下の温度範囲内である滞留時間を１０秒以上、５００秒以下として保持した後に冷却することを特徴とする鋼板の製造方法。
   ここで、Ａｒ_３℃及びＡｃ_１℃は、以下の１式及び２式から求めたＡｒ_３変態温度及びＡｃ_１変態温度である。
   Ａｒ_３＝９１０−３２５×[Ｃ]＋３３×[Ｓｉ]＋２８７×[Ｐ]＋４０×[Ａｌ]−９２（[Ｍｎ]＋[Ｍｏ]＋[Ｃｕ]）−４６×（[Ｃｒ]＋[Ｎｉ]） ・・・（１式）
   Ａｃ_１＝７６１．３＋２１２[Ｃ]−４５．８[Ｍｎ]＋１６．７[Ｓｉ]
   ・・・（２式）
   但し、［］付元素は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
5. 前記鋼板に、伸び率が０．４％以上、２．０％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする請求項４に記載の鋼板の製造方法。
6. 請求項４に記載の焼鈍後、冷却し、保持の後、次いでめっきを施した後に冷却することを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
7. 請求項５に記載の焼鈍後、冷却し、保持の後、次いでめっきを施した後に冷却することを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
8. 前記めっきを施した後に４５０℃以上、６００℃以下の温度範囲で１０秒以上の熱処理を行った後に冷却することを特徴とする請求項６または７に記載のめっき鋼板の製造方法。

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