(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
引張強さ：590MPa以上の高強度を有する高強度鋼板であって、
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、                Si：0.5％以下、
Mn：２％以下、                   Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.01％以下、                 Al：0.07％以下、
Ｎ：0.01％以下
を含み、さらに、Ti：0.005〜0.3％、Nb：0.005〜0.6％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、Ｖ：0.005〜1.0％、Mo：0.005〜0.5％、Ｗ：0.01〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
試験温度：400℃以上で行った引張試験で得られた、最高荷重を示したのち破断までの変形量が、引張開始から該最高荷重を示す前までの変形量よりも大きく、かつ試験温度：400℃未満で行った引張試験で得られた、引張開始から最高荷重を示す前までの変形量が、引張開始から破断までの全変形量に対する比率で40％以上である引張特性と、
フェライト相の面積率が95％以上である実質的にフェライト相単相のマトリックスと該マトリックス中に大きさが10nm未満の合金炭化物がバリアント選択のない状態で分散析出した組織と、
を有することを特徴とする温間加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
前記高強度鋼板が、表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.2％、              Si：0.5％以下、
Mn：２％以下、                 Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.01％以下、               Al：0.07％以下、
Ｎ：0.01％以下
を含み、さらに、Ti：0.005〜0.3％、Nb：0.005〜0.6％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、Ｖ：0.005〜1.0％、Mo：0.005〜0.5％、Ｗ：0.01〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、オーステナイト単相温度域に加熱したのち、仕上圧延終了温度：860℃以上とする熱間圧延を施し、巻取温度：400℃以上600℃未満で巻き取り、熱延板とする熱延工程と、
ついで、該熱延板の表面スケールを除去したのち、該熱延板に650〜750℃の温度域で熱処理を施す熱処理工程と、
を順次施すことを特徴とする、引張強さ：590MPa以上であり、請求項１に記載の組織および引張特性を有し、温間加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記熱処理工程を施された熱延板に、さらにめっき処理を施すことを特徴とする請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記熱処理工程に引続き、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、輸送用機材、建築用機材用等として好適な、高強度鋼板に係り、とくに、自動車部品用として温間加工性の向上、詳しくは温間プレス成形性の向上に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さTS：590MPa以上、好ましくは780MPa以上の高強度を具備する場合をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全という要望から、自動車の燃費向上が強く要求され、自動車の車体軽量化が進められている。このような自動車車体の軽量化のために、自動車部品用鋼材の薄肉化が強く求められ、高強度鋼板の使用量が増加している。
高強度鋼板としては、フェライトに、例えばマルテンサイト等の低温変態生成物を適正量、複合させて高強度化を図る、各種の変態組織強化型の高強度鋼板が提案されている。しかし、一般に、このような高強度鋼板は、軟鋼や低強度の鋼板と比べて、塑性変形が抑制され延性（伸び）が低下しており、冷間で、複雑な形状へのプレス成形を行うと、割れ等が生じる危険性が高く、プレス成形が難しいという問題がある。またさらに、このような高強度鋼板は、高強度であるため、冷間でのプレス成形においては、スプリングバックによる成形品の形状精度が低下するという問題もある。
【０００３】
変態組織強化型の高強度鋼板とは別に、例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：0.1％以下、Mo：0.05〜0.6％、Ti：0.02〜0.10％を含み、実質的にフェライト組織に、原子比でTi／Mo：0.1以上を満たす範囲でTiおよびMoを含む炭化物が分散析出してなる材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板が提案されている。特許文献１に記載された熱延鋼板は、好ましくはＣ：0.06％以下、Si：0.3％以下、Mn：１〜２％、Ｐ：0.06％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.06％以下、Ｎ：0.006％以下、Cr：0.04〜0.5％、Mo：0.05〜0.5％、Ti：0.02〜0.10％、Nb：0.08％以下を含み、原子比でTi/Moを0.1以上を満たすように含む組成の鋼を、オーステナイト単相域の温度に加熱したのち、880℃以上で仕上圧延を完了し、550〜700℃で巻取る、製造方法で製造できるとしている。この高強度鋼板は、引張強さTS：590MPa以上の高強度を有しているが、高成形性を有し、とくに冷間でのプレス成形時の断面形状が複雑な部材のプレス成形が可能であるとしている。
【０００４】
高強度鋼板の冷間でのプレス成形における問題を解決する一つの方法として、ダイクエンチ工法が提案されている。このダイクエンチ工法は、被加工材である鋼板を、熱間の、例えば900℃以上の、オーステナイト温度域に加熱したのち、プレス金型を用いて、所望の部品形状にプレス成形する成形方法であるが、成形と同時に、金型で鋼板（部品）を急冷することができる。これにより、所望の部品形状に成形できるとともに、金型による急冷により組織をマルテンサイト主体の組織とすることができ、高強度部品を容易にしかも形状精度よく製造できるとされている。しかし、ダイクエンチ工法では、熱間で加熱、成形するため、表面に酸化スケールが発生し、表面性状が低下することや、さらにめっき鋼板の場合には高温に晒されめっき層が劣化するなどの問題が避けられない。またさらに、ダイクエンチ工法では、鋼板を金型で十分に急冷するために、金型内で10ｓ以上の保持が必要となる。このため、ダイクエンチ工法による部品の生産性が極端に低下するという問題がある。
【０００５】
このような問題に対し、例えば、被加工材である鋼板を、200℃程度に加熱しプレス成形する、従来からの温間プレス工法がある。しかし、この工法では、加熱温度が低く、プレス成形時の鋼板強度の低下量が少なく、延性の上昇量が少ないため、プレス成形時の割れ発生を、回避するまでに至らないとともに、スプリングバック量も冷間でのプレス成形と大差はない。
【０００６】
そこで、被加工材である鋼板を、200℃を超え、好ましくは300℃以上850℃程度までの温間領域に加熱し、プレス成形する方法が、従来の温間プレス工法の問題を解決する工法であると考えられる。
このような、従来行われているよりも高温での温間プレス成形を利用して、高強度のプレス部品を得る方法が例えば特許文献２に記載されている。特許文献２に記載の高強度プレス成形体の製造方法は、鋼板を200〜850℃の温度に加熱したのち、強度が必要な部位に、２％以上の塑性歪を付与する温間成形を施す方法である。この方法によれば、鋼板に、所定温度域への加熱と所定量の塑性歪付与とを合わせ施すことにより、所望の高強度を確保することができるとしている。なお、特許文献２に記載された技術で使用する鋼板は、質量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.01〜3.0％、Mn：0.01〜3.0％、Ｐ：0.002〜0.2％、Ｓ：0.001〜0.020％、Al：0.005〜2.0％、Ｎ：0.002〜0.01％、Mo：0.01〜1.5％を含み、さらにCr：0.01〜1.5％、Nb：0.005〜0.10％、Ti：0.005〜0.10％、Ｖ：0.005〜0.10％、Ｂ：0.0003〜0.005％、の１種または２種以上を含有し、Si、Ｐ、Mo、Cr、Nb、Ti、Ｖ、Ｂ含有量の間の特定関係式が所定値以下（140以下）である式（Ａ）を満足する組成を有する鋼板である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開2002−322541号公報
【特許文献２】特許第3962186号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
マルテンサイト等の低温変態生成物を強化因子とする、従来の各種の変態組織強化型の高強度鋼板に、200℃を超え850℃程度までの温度に加熱し、プレス成形する温間プレス工法を適用すると、製造時の温度よりも高温に加熱されるため鋼板強度が低下し、プレス成形は容易となるが、加熱時にマルテンサイト等の強化組織因子が分解するため、温間プレス後、常温に冷却された際には所望の高強度を維持できなくなるという問題がある。
また、特許文献１に記載された技術で製造された鋼板に、このような温間プレス工法を適用すると、張り出し成形部位が割れやすくなるという問題がある。
【０００９】
さらに、特許文献２に記載された技術では、鋼板に、所定温度域への加熱と所定量以上の塑性歪付与とを合わせ施すことを必須として、強度上昇を図っている。したがって、この技術では、加工成形量が所定値未満であるような部品では、所望の高強度を確保できない。さらに、一般に部品内部であっても部位（位置）により歪量が異なることから、一様に強度が増加するとは限らず、実用に際して、非常に限定されるという問題もある。
【００１０】
本発明は、このような従来技術の問題を解決し、温間加工性に優れ、200℃超え850℃程度までの温度に加熱し、該温度でプレス成形する、温間プレス工法を適用でき、かつ加工時に金型内で長時間の保持を必要とすることなく、また温間加工量によらず、所望の高強度の部品を製造できる、引張強さTS：590MPa以上、好ましくは780MPa以上の高強度を具備する高強度鋼板、およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、温間プレス成形時の鋼板の変形挙動について、鋭意研究した。その結果、温間プレス成形時に、被成形材である鋼板の、まず金型（ポンチ）と接触する部位では、金型（ポンチ）との接触により温度が急激に低下し、比較的低温（400℃未満）での張出し成形をうけ、一方、金型と接触しない部位では、鋼板の温度低下はなく、高温（400℃以上）での伸びフランジ成形をうけることになることを知見した。すなわち、200℃超え850℃程度までの温度に加熱される温間プレス成形法では、一回の成形で、同一鋼板内で異なる温度域での加工が同時に行われるため、温間プレス成形用鋼板としては、異なる温度域での加工に対応できる特性を有する鋼板であることが必要となる。
【００１２】
そこで、更なる検討の結果、400℃未満の低温では、均一伸びが高く、400℃以上の高温では、局部伸びが高い、引張特性を有し、かつ温間プレス成形後、常温での引張強さTS：590MPa以上、好ましくは780MPa以上の高強度を具備する材料（鋼板）であれば、温間プレス成形を適用して、複雑な形状の、高強度自動車部品が製造可能となるという結論に達した。
【００１３】
すなわち、本発明者らは、温間プレス成形に適した鋼板としては、次のような引張特性を有する鋼板が好ましいという知見を得た。
温間プレス成形に適した鋼板は、金型（ポンチ）と当たり比較的低温（400℃未満）での張出し成形をうける部位に対応して、比較的低温（400℃未満）で均一伸び（ここでは、最高荷重を示すまでの変形量とする）が大きいこと、金型と接触せず、高温（400℃以上）で伸びフランジ成形をうける部位に対応して、高温（400℃以上）での局部伸び（ここでは、最高荷重を示してから破断までの変形量とする）が大きいこと、を兼備する引張特性を有する鋼板であることを新たに見出した。
【００１４】
そして、本発明者らの更なる検討によれば、上記したような引張特性を有する鋼板は、実質的にフェライト相単相であるマトリックス、すなわちフェライト分率95％以上、好ましくは98％以上のマトリックスを有し、該マトリックス中に10nm未満の合金炭化物（析出物）が、母相に対してすべてのバリアントで析出物が析出した、いわゆるバリアント選択のない状態で分散析出した組織を有する鋼板であることを新規に見出した。
【００１５】
ここで、「バリアント選択のない状態」で分散析出した析出物とは、析出物の結晶方位が、母相に対して一定ではない、析出可能なバリアントが全て選択されている状態、である場合をいう。一方、「バリアント選択がある状態」とは、析出物の結晶方位が、母相に対して一つの方向に揃って析出した場合、例えば相界面析出、のような場合をいう。
本発明者らの更なる研究によれば、上記したような組織を有する鋼板（熱延鋼板）は、所定の熱間圧延終了後、巻取温度を600℃未満として、巻き取ったのち、650〜750℃の温度域で熱処理を施すことにより、得られることを知見した。
【００１６】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
【００１７】
（１）引張強さ：590MPa以上の高強度を有する高強度鋼板であって、質量％で、Ｃ：0.01〜0.2％、Si：0.5％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.07％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、さらに、Ti：0.005〜0.3％、Nb：0.005〜0.6％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、Ｖ：0.005〜1.0％、Mo：0.005〜0.5％、Ｗ：0.01〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、試験温度：400℃以上で行った引張試験で得られた、最高荷重を示したのち破断までの変形量が、引張開始から該最高荷重を示す前までの変形量よりも大きく、かつ試験温度：400℃未満で行った引張試験で得られた、引張開始から最高荷重を示す前までの変形量が、引張開始から破断までの全変形量に対する比率で40％以上である引張特性と、フェライト相の面積率が95％以上である実質的にフェライト相単相のマトリックスと該マトリックス中に大きさが10nm未満の合金炭化物がバリアント選択のない状態で分散析出した組織と、を有することを特徴とする温間加工性に優れた高強度鋼板。
【００１８】
（２）（１）において、前記高強度鋼板が、表面にめっき層を有することを特徴とする高強度鋼板。
（３）（２）において、前記めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする高強度鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：0.01〜0.2％、Si：0.5％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.07％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、さらに、Ti：0.005〜0.3％、Nb：0.005〜0.6％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、Ｖ：0.005〜1.0％、Mo：0.005〜0.5％、Ｗ：0.01〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、オーステナイト単相温度域に加熱したのち、仕上圧延終了温度：860℃以上とする熱間圧延を施し、巻取温度：400℃以上600℃未満で巻き取り、熱延板とする熱延工程と、ついで、該熱延板の表面スケールを除去したのち、該熱延板に650〜750℃の温度域で熱処理を施す熱処理工程とを、順次施すことを特徴とする、引張強さ：590MPa以上であり、（１）に記載の組織および引張特性を有し、温間加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１９】
（５）（４）において、前記熱処理工程を施された熱延板に、さらにめっき処理を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（６）（４）において、前記熱処理工程に引続き、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、温間加工性に優れた高強度鋼板を、容易にしかも安価に、製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、温間プレス成形を適用し、所望の高強度と所望の形状精度を有する自動車用高強度部品等を、容易にしかも安価に製造できるという効果もある。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明鋼板は、引張強さ：590MPa以上の高強度を有し、温間プレス成形に適した引張特性、とくに温間プレス成形に合致した伸び特性を有する鋼板である。本発明鋼板は、試験温度が400℃未満の低温である場合には、均一伸びが局部伸びに比べて大きい引張特性を、すなわち、均一伸びが全伸びに対する比率で40％以上となる伸び特性を有し、一方、試験温度が400℃以上の高温である場合には、局部伸びが均一伸びに比べて大きい、すなわち、局部伸びと均一伸びの比が1.0超伸び特性を有する。これにより、上記したような、温間プレス成形時の鋼板各部位の温度履歴と、金型（ポンチ）による鋼板各部位の成形形態と、に十分対応可能な変形特性を有する鋼板、つまり温間加工性に優れた鋼板となる。
【００２２】
200℃超え850℃程度までの温度に加熱され、金型に接して鋼板温度が低下し張出し成形される部位では、低温での、全伸びに対して均一伸びが高い方がうまく張出し成形ができる。一方、伸びフランジ成形される部位は金型と接することなく鋼板温度の高い状態が維持されるため、高温での局部伸びが均一伸びよりも高い方がうまく伸びフランジ成形ができ、これら低温、高温における伸び特性を兼備することが、温間プレス成形で複雑な所望形状の部品への成形を容易とする。この低温、高温における伸び特性のうち、どちらかを満足できない鋼板では、温間プレス成形で所望の複雑形状を有する部品の製造ができない。
【００２３】
なお、ここで、「均一伸び」とは、試験温度に依らず、引張試験で得られる荷重−伸び曲線から求められる、引張開始から最高荷重を示すまでの変形量（標点間距離に対する割合）をいうものとし、また「局部伸び」とは、試験温度に依らず、引張試験で得られる荷重−伸び曲線から求められる、最高荷重を示してから破断までの変形量（標点間距離に対する割合）をいうものとする。また、「全伸び」とは、引張試験で得られる荷重−伸び曲線から求められる、いわゆる全伸びである、引張開始から破断までの全変形量（標点間距離に対する割合）をいうものとする。
【００２４】
また、「試験温度が400℃未満の低温」とは、試験温度：300℃で、また、「試験温度が400℃以上の高温」とは、試験温度：500℃で行って、その温度領域の引張特性を代表してもよい。
なお、試験温度：400℃未満の場合の伸び特性は、鋼板から、JIS G 0567に規定されるI型試験片（平行部幅：10mm、GL：50mm）を採取し、400℃未満の試験温度（例えば300℃）で、JIS G 0567の規定に準拠して、引張試験を実施し、得られた荷重−伸び曲線から、全伸び、局部伸びおよび均一伸びを求めるものとする。なお、引張速度は10mm／minとする。
一方、試験温度：400℃以上の場合の伸び特性は、鋼板から、JIS G 0567に規定されるI型試験片（平行部幅：10mm、GL：50mm）を採取し、400℃以上の試験温度（例えば500℃）に加熱して、JIS G 0567 の規定に準拠して、引張速度：10mm／minで高温引張試験を実施し、得られた荷重−伸び曲線から、全伸び、均一伸び、局部伸びを算出するものとする。
【００２５】
上記した、引張特性（引張伸び特性）を満足させるためには、実質的にフェライト相単相のマトリックスと該マトリックス中に大きさが10nm未満の合金炭化物がバリアント選択のない状態で分散析出した組織を有する鋼板とする。
本発明鋼板では、組織（マトリックス）を、実質的にフェライト相単相とする。組織を、延性に富むフェライト相とすることにより、所望の温間プレス成形性を保持できるうえ、マルテンサイト等低温変態生成物を強化因子とする変態組織強化型鋼板のような温間プレス成形温度に加熱することによる大幅な強度低下はなく、温間プレス成形後にも所望の高強度を維持できる。なお、ここでいう「実質的にフェライト相単相」とは、面積率で５％までの第二相を含む場合も許容する。すなわち、フェライト相が、組織全体に対する面積率で95％以上であることを意味する。５％までの第二相であれば、とくに温間プレス成形温度に加熱することによる大幅な強度低下は認められず、発明の効果を発揮できる。なお、第二相は、好ましくは２％以下である。さらに、本発明鋼板は、上記したマトリックス中に、大きさが10nm未満の合金炭化物が分散析出した組織を有する。マトリックス中に析出する合金炭化物の大きさが10nm以上と大きくなると、炭化物が粗大化し、強度が低下するとともに、局部が小さくなり、温間加工性が低下する。なお、大きさが10nm未満の合金炭化物の分散個数は５×1011個／mm3以上とすることが好ましい。また、ここでいう合金炭化物とは、Ti、Nb、V等の炭化物である。なお、これらの複合となっていてもよい。
【００２６】
また、本発明鋼板では、マトリックス中に分散析出する、大きさが10nm未満の合金炭化物は、バリアント選択のない状態で分散析出させる。なお、「バリアント選択のない状態」とは、母相の結晶方位と合金炭化物の結晶方位との関係が一定でなく、析出可能な方位が１つに定まっていない場合をいう。
微細な合金炭化物が、バリアント選択のない状態で分散析出することにより、高温での引張試験において、局部伸びが均一伸びに比べて大きくなり、かつ低温での引張試験において、均一伸びが局部伸びに比べて大きくなり、温間プレス成形に適した鋼板とすることができる。一方、微細な合金炭化物が、バリアント選択のある状態で分散析出した鋼板の場合には、とくに高温において、局部伸びが均一伸びに比べて大きくなる引張特性（伸び特性）を確保できなくなる。
【００２７】
つぎに、本発明鋼板の好ましい組成の限定理由について説明する。
本発明鋼板は、好ましくは、質量％で、Ｃ：0.01〜0.2％、Si：0.5％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.07％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、さらに、Ti：0.005〜0.3％、Nb：0.005〜0.6％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、Ｖ：0.005〜1.0％、Mo：0.005〜0.5％、Ｗ：0.01〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。以下、とくに断わらないかぎり質量％は単に％と記す。
【００２８】
Ｃ：0.01〜0.2％
Ｃは、炭化物を形成し、鋼板の強度を増加させる最も重要な元素である。本発明ではＣは、温間プレス成形の成形加工前までの工程、とくに熱間圧延後の熱処理で、マトリックス中に微細炭化物として析出し、部品の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが好ましい。一方、0.2％を超える含有は、マトリックスを実質的にフェライト単相とすることが難しくなり、延性の低下が著しくなる。このため、Ｃは0.01〜0.2％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.18％以下である。また、所望の強度レベルによって、概ねＣ量を規定することができる。例えば、引張強さTS：590MPa級では、Ｃは0.01％以上〜0.03％以下とすることが好ましく、また、引張強さTS：780MPa級では、Ｃは0.03％超〜0.06％以下とすることが好ましく、また、引張強さTS：980MPa級では、Ｃは0.06％超〜0.09％以下とすることが好ましく、また、引張強さTS：1180MPa級では、Ｃは0.09％超〜0.2％以下とすることが好ましい。
【００２９】
Si：0.5％以下
Siは、一般に焼戻軟化抵抗を高める元素であることから、積極的に添加されるが、本発明では表面性状の劣化や合金炭化物のバリアント選択した析出を促進するため、できるだけ低減することが望ましい。また、Siは温間では変形抵抗を高めるため、伸びの上昇を阻害する。このようなことから、本発明ではSiは0.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以下、さらに好ましくは0.1％以下である。
【００３０】
Mn：２％以下
Mnは、固溶して鋼板強度を増加させる作用を有する元素であり、このような効果を得るためには0.1％以上含有することが望ましいが、２％を超えて含有すると、偏析が著しくなるとともに、焼入れ性が増大して組織をフェライト相単相とすることが困難となる。このため、Mnは２％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜1.6％である。
【００３１】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、固溶強化により鋼板の強度増加に有効に寄与する元素であるが、粒界に偏析しやすく、加工時に顕著な割れを発生させる。このため、本発明では、できるだけ低減することが望ましいが、0.03％以下程度まで低減すれば、このような悪影響は許容できるまで低減される。このようなことから、Ｐは0.03％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.02％以下である。
【００３２】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、MnSを形成し、成形時にボイドの発生を促進し、温間加工性を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましい。0.01％以下程度に低減すれば、このような悪影響は許容できる程度まで低減できる。このため、Ｓは0.01％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.002％以下である。
【００３３】
Al：0.07％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましいが、0.07％を超える含有は、酸化物系介在物が増加しやすく、鋼の清浄度を低下させるとともに、温間加工性を低下させる。このため、Alは0.07％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.03〜0.06％である。
【００３４】
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、TiNの粗大析出による局部伸び低下という悪影響を及ぼす元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。0.01％を超える含有は、粗大な窒化物を形成し、成形性を低下させる。このため、Ｎは0.01％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以下である。
【００３５】
Ti：0.005〜0.3％、Nb：0.005〜0.6％のうちから選ばれた１種または２種、
Ｖ：0.005〜1.0％、Mo：0.005〜0.5％、Ｗ：0.01〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Ｖ、Mo、Ｗ、Ｂはいずれも、微細な炭化物を構成する元素または析出を促進させる作用を有する元素であり、選択して１種または２種以上含有することが好ましい。このような効果を得るためには、Ti：0.005％以上、Nb：0.005％以上、Ｖ：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Ｗ：0.01％以上、Ｂ：0.0005％以上、それぞれ含有することが好ましい。一方、Ti：0.3％、Nb：0.6％、Ｖ：1.0％、Mo：0.5％、Ｗ：1.0％、Ｂ：0.0040％を、それぞれ超える含有は、固溶強化により温間加工性を低下させる。このため、含有する場合には、それぞれ、Ti：0.005〜0.3％、Nb：0.005〜0.6％、Ｖ：0.005〜1.0％、Mo：0.005〜0.5％、Ｗ：0.01〜1.0％、Ｂ：0.0005〜0.0040％の範囲に限定することが好ましい。なお、微細な炭化物（合金炭化物）を形成する組合せとしては、Ti-Mo、Nb-Mo、Ti-Nb-Mo、Ti-W、Ti-Nb-Mo-Wの組合せがより好ましい。またとくに、VとTiとを合わせて含有する場合は、質量比でV／Tiを1.75以下とすることにより、本発明の目的とする微細な炭化物が得やすくなる。
【００３６】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、例えば、Cu：0.1％以下、Ni：0.1％以下、Sn:0.1%以下、Mg：0.01％以下、Sb：0.01％以下、Co：0.01％以下がそれぞれ許容される。
つぎに、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成を有する鋼素材を、出発素材とする。なお、鋼素材の製造方法は、本発明ではとくに限定する必要はなく、通常公知の製造方法がいずれも適用できる。たとえば、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、本発明ではこれに限定されない。また、連続鋳造後、スラブ等の鋼素材を室温まで冷却せずに、加熱炉に装入し熱間圧延しても、また加熱せず、直接熱間圧延する直送圧延を行っても問題はない。
【００３７】
鋼素材は、まず鋼素材中の合金炭化物等を十分に再固溶させるため、好ましくは1150℃以上のオーステナイト単相温度域に加熱される。加熱温度が1150℃未満では、変形抵抗が高すぎて、熱間圧延機への負荷が大きくなり、熱間圧延が困難となる場合がある。なお、1300℃を超えて高温となると、結晶粒の粗大化が著しく、また酸化スケールの生成が著しくなり酸化ロスが大きく歩留の低下が著しくなるため、加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。このため、鋼素材の加熱温度は1150〜1300℃とすることが好ましい。
【００３８】
上記したように、オーステナイト単相温度域に加熱された鋼素材は、ついで、熱延工程を施される。熱延工程では、鋼素材に圧延終了温度が850℃以上となる熱間圧延を施し、熱延板とし、400℃以上600℃未満の巻取温度で巻き取る。
圧延終了温度が850℃未満では、表層組織が粗大化し、温間加工性が低下する。このため、圧延終了温度は850℃以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは880〜940℃である。
【００３９】
圧延終了後、巻取温度：400℃以上600℃未満で巻き取る。巻取温度が400℃未満では、マルテンサイト相が生成し、実質的にフェライト相単相の組織とすることができないうえ、合金炭化物が粗大化しやすく、微細炭化物が得られにくくなる。一方、巻取温度が600℃以上では、バリアント選択した合金炭化物が鋼板中に生成し、所望の温間加工性を確保できなくなる。なお、好ましくは550℃未満、さらに好ましくは530℃以下である。
【００４０】
なお、本発明範囲内の熱延条件であれば、熱延工程後には、微細な（10nm未満）の合金炭化物の析出はほとんどなく、また、バリエント選択がない状態での分散析出も認められない。
熱延工程後、熱延板は、酸洗等により、表面スケールを除去される。そして、その後、熱処理工程を施す。熱処理工程では、加熱温度：650〜750℃で、好ましくは，保持時間：10〜300ｓの間保持する熱処理を施されたのち、冷却される。冷却は、とくに限定する必要はないが、空冷、放冷とすることが好ましい。熱処理工程では、650〜750℃での熱処理により所望の合金炭化物を析出させる。加熱温度が650℃未満では、合金炭化物の析出が遅く、所望の10nm未満の合金炭化物の、バリエント選択のない状態での分散析出は認められない。また、ベイナイトが一部に残留することで、フェライト単相のマトリックスが得にくくなる。一方、750℃を超える高温では、析出が速く、粗大な合金炭化物となり、所望の高強度を確保できなくなる。また、組織の一部が、オーステナイトへ変態し、冷却後にフェライト+マルテンサイト組織となる。
【００４１】
なお、上記した熱処理は、加熱温度が重複すれば、温間プレス成形時の加熱処理で代用できる。本発明鋼板では、10nm未満の合金炭化物は、成形加工後に析出するのではなく、温間プレス成形時の成形加工前までにすでに、析出している。
なお、熱処理工程を施された鋼板は、さらに表面にめっき層を付着させる、めっき処理を施して、めっき鋼板としてもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミめっき層等がいずれも、例示できる。
【００４２】
なお、熱延板表面に、溶融亜鉛めっき層を形成する場合は、例えば、好ましくは連続溶融亜鉛めっきラインを利用して、上記した熱処理工程を施したのち、500℃以下程度の所定の温度まで冷却し、引続いて、470℃程度の所定温度に保持された溶融亜鉛めっき浴中に連続的に浸漬する溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき層を鋼板表面に形成してもよい。なお、連続溶融亜鉛めっきライン以外の、常用のめっきラインを利用してもなんら問題はない。また、例えば、所望の大きさに切断した鋼板１枚ごとに亜鉛を塗布しても問題はない。
【００４３】
また、溶融亜鉛めっき処理後にさらに、通常の、めっき層の合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき層としてもなんら問題はない。
以下、実施例に基づいて、さらに本発明を詳細に説明する。
【実施例】
【００４４】
表１に示す組成の鋼素材（スラブ）に、表２に示す条件の、加熱温度、仕上圧延終了温度、巻取温度で、板厚：1.6 mmの熱延板とする熱延工程を施し、ついで酸洗して熱延板表面のスケールを除去したのち、表２に示す条件の加熱温度、保持時間、冷却条件の熱処理を行う、熱処理工程を施した。一部の熱延板では、上記した熱処理工程で室温まで冷却することなく、表２に示す冷却停止温度まで冷却し、引続き液温：470℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理（520℃）を施し、表面に溶融亜鉛めっき層、あるいは合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、めっき板とした。なお、めっき付着量は、45 g／m２とした。
【００４５】
得られた熱延板、あるいはめっき板から試験片を採取し、組織観察、引張試験を実施した。試験方法は、次のとおりである。
（１）組織観察
得られた鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向と平行な断面（Ｌ断面）について、研磨し、ナイタール腐食して光学顕微鏡（倍率：400倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：5000倍）で、組織を観察し、撮像し画像解析装置を用いて、種類の同定および各相の組織分率を測定した。さらに、鋼板から採取した薄膜を用いて、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）付き透過型電子顕微鏡により、マトリックス中に析出した析出物中に含まれる成分を分析し、析出物の種類（合金炭化物）を同定するとともに、析出物（合金炭化物）の大きさと、その分散状態を調査した。なお、分散状態は、バリアント選択なしの析出か、あるいはバリアント選択ありの析出か、で分類した。
【００４６】
（２）引張試験
得られた鋼板から、JIS G 0567に規定されるI型試験片（平行部幅：10mm、GL：50mm）を採取し、室温（20℃）で、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を測定した。また、400℃未満の試験温度（300℃）で、JIS G 0567の規定に準拠して、引張試験を実施し、得られた荷重−伸び曲線から、全伸びとして引張開始から破断までの全伸びを、および、均一伸びとして引張開始から最高荷重を示す前までの変形量を求め、（均一伸び）／（全伸び）を算出した。
【００４７】
また、得られた鋼板から、JIS G 0567に規定されるI型試験片（平行部幅：10mm、GL：50mm）を採取し、400℃以上の試験温度（500℃）で、JIS G 0567の規定に準拠して、高温引張試験を実施した。得られた荷重−伸び曲線から、均一伸びとして引張開始から最高荷重を示す前までの変形量と、局部伸びとして、最高荷重を示したのち破断までの変形量と、を求め、局部伸び／均一伸び、を算出した。なお、試験温度は、試験片の平行部中央に取り付けた熱電対で測定した値とし、引張速度：10mm／minで行った。
【００４８】
なお、400℃未満の試験温度（300℃）で行った引張試験で、均一伸び／全伸びが、40％以上であり、かつ400℃以上の試験温度（500℃）で行った引張試験で、局部伸び／均一伸びが1.0超えである場合を、○として温間プレス成形性に優れると評価した。それ以外の場合には、×として温間プレス成形性に劣ると評価した。
なお、得られた鋼板から、引張試験片を採取し、加熱温度：700℃で、保持時間：３min間保持したのち、加工せずに、空冷する、温間プレス成形の熱履歴をシミュレートし、室温で、引張試験を実施し、引張強さTSを測定し、温間プレス成形加熱による強度の変化をみた。
【００４９】
得られた結果を表３に示す。
【００５０】
【表１】
0005609223.tif 000002
【００５１】
【表２】
0005609223.tif 000003
【００５２】
【表３】
0005609223.tif 000004
【００５３】
本発明例はいずれも、590MPa以上の高強度を有し、さらに400℃未満の試験温度（300℃）で行った引張試験で、（均一伸び）／（全伸び）が、40％以上で、かつ400℃以上の試験温度（500℃）で行った引張試験で、（局部伸び）／（均一伸び）が1.0超えであり、温間プレス成形性に優れ、しかも、温間プレス成形時の加熱によって、大きな強度の変化は認められない。
【００５４】
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、400℃未満の試験温度（300℃）で行った引張試験で、（均一伸び）／（全伸び）が、40％未満であるか、あるいは400℃以上の試験温度（500℃）で行った引張試験で、（局部伸び）／（均一伸び）が1.0以下であるかして、温間プレス成形性が低下しているか、あるいは温間プレス成形時の加熱によって、引張強度が大きく低下している。