(57)【要約】【課題】  主としてプレス加工される自動車用鋼板を対象とし、加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】  Ｔｉ、Ｎｂの添加された鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、スラブの加熱時間を鋼板の成分と温度から求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法を基本とし、更に、熱間圧延製造工程でのスラブ加熱後、圧延終了温度をＡｒ3 変態点以上で圧延を行い、４５０℃以上、７００℃以下で捲取ることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。  【選択図】  図１
2006052454.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉ、Ｎｂの添加された鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、スラブの加熱時間を鋼板の成分と温度から求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％にて、
Ｃ  ：０．０1 ％以上、０．３０％以下、  
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：０．１％以上、３．５％以下、
Ａｌ：２．０％以下、    
Ｐ  ：０．１５％以下、    
Ｓ  ：０．０００５％以上、０．０２％以下、
Ｎ  ：０．０２％以下、
および
Ｔｉ：０．０１％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、
の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、スラブの加熱時間を鋼板の成分と温度から求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項３】
請求項２に示す鋼において、更に、質量％でＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０２％以下含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、スラブの加熱時間を鋼板の成分と温度から求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項２または請求項３に示す鋼において、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０４％以上、１．４％以下、
Ｎｉ：０．０２％以上、０．８％以下、
Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、
Ｖ  ：０．０２％以上、０．１％以下、
Ｃｒ：０．０２％以上、１．０％以下、
Ｂ  ：０．０００３％以上、０．００１０％以下、
の１種または２種以上を含有し残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、スラブの加熱時間を鋼板の成分と温度から求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１から請求項４に示す鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、加熱の温度履歴に対して、Ｃ成分(C) 、Ｔｉ成分(Ti)、Nb成分(Nb)、及び、温度（Ｔ（℃））とステップ時間（Δｔ（ｓｅｃ））からなる条件式（２）を用いて加熱時間を求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（Ti）× 190−（Nb）× 250≧０                  ・・・（１）
のとき、KTi ℃超の温度域において、
KTi ＝7000／(2.75 −log((C)(Ti))）−273 
Σ（Ｔ−KTi)×Δｔ／60）≧2000              ・・・（２）
（Ti）× 190−（Nb）× 250＜0                   ・・・（１）' 
のとき、KNb ℃超の温度域において、
KNb ＝9100／(3.7−log((C)(Nb))）−273 
Σ (Ｔ−KNb)×Δｔ／60）≧1500              ・・・（３）
【請求項６】
請求項１から請求項４に示す鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、加熱の温度履歴に対して、温度（Ｔ（℃））とステップ時間（Δｔ（ｓｅｃ））からなる条件式（３）を用いて加熱時間を求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（Ti）× 190−（Nb）× 250≧０                  ・・・（１）
のとき、1125℃超の温度域において、
√（Σ（DTi ×Δｔ）≧ 6.5                  ・・・（４）
（Ti）× 190−（Nb）×250 ＜0                   ・・・（１）' 
のとき、1050℃超の温度域において、
√（Σ（DNb ×Δｔ）≧９                    ・・・（５）
DTi ＝ 1.5×107exp（−251000/8.314/(Ｔ＋273)）
DNb ＝ 5.6×108exp（−286000/8.314/(Ｔ＋273)）
【請求項７】
請求項１から請求項４に示す鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、加熱の温度履歴に対して、Ｃ成分(C) 、Ｔｉ成分(Ti)、Nb成分(Nb)、及び、温度（Ｔ（℃））とステップ時間（Δｔ（ｓｅｃ））からなる条件式（４）を用いて加熱時間を求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。  
（Ti）× 190−（Nb）× 250≧０                  ・・・（１）
のとき、1125℃超の温度域において、
√（Σ（GTi2× DTi×Δｔ）≧ 0.5            ・・・（６）
（Ti）× 190−（Nb）×250 ＜0                   ・・・（１）' 
のとき、1050℃超の温度域において、
√（Σ（GNb2×DNb ×Δｔ）≧ 1.0            ・・・（７）
GTi ＝｛0.008((C)-0.1[(Ti)-48/14(N)])2−0.019 ((C)-0.1[(Ti)-48/14(N)])＋0.000156｝(T-1125)1.6 
GNb ＝｛−0.00027((C) −0.05(Nb)) ＋0.0000527 ｝(T-1125)1.6 
DTi ＝ 1.5×107exp（−251000/8.314/(Ｔ＋273)）
DNb ＝ 5.6×108exp（−286000/8.314/(Ｔ＋273)）
【請求項８】
請求項１から請求項７に示す製造方法において、更に、熱間圧延製造工程でのスラブ加熱後、圧延終了温度をＡｒ3 変態点以上で圧延を行い、４５０℃以上、７００℃以下で捲取ることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項８に示す製造方法において、更に、熱間圧延後、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍する際において、７００℃以上、９００℃以下の温度にて１０秒以上保持し、その後の冷却において、冷却終了温度を１５０℃以上、６００℃以下とすることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主としてプレス加工される自動車用鋼板を対象とし、０．５〜６．０ｍｍ程度の板厚の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費改善対策としての車体軽量化のニーズが強まり、部品の一体成形によるコストダウンのニーズが強まり、プレス成形性に優れた熱延高強度鋼板の開発が進められてきた。従来、５９０Ｎ／ｍｍ2 超の高強度薄鋼板ではTi、Nbを添加し、Ti、Nb系の炭化物による析出強化を利用した析出強化鋼が知られている。しかし、析出強化鋼は、鋳造の冷却中に粗大な炭化物が析出するため、微細析出による析出強化を得るためには熱間圧延の加熱ではこの粗大析出物の溶解が必要である。しかし、熱延の加熱条件によっては溶解が不十分となり、強度不足や強度バラツキの原因となり、更に、粗大析出物により加工性が低減する課題があった。これに対し、特許文献１、特許文献２では加熱温度と時間を個々に規定し、Ti、Nb炭化物の溶体化を実施する製造方法が提案されている。
【０００３】
しかしながら、従来の発明では温度と時間は別々に規定されているため、高温かつ長時間の処理が必要となり、生産性の低下及び加熱コストが高くなることが課題として残る。更に、近年の高強度化のニーズの高まりから、Nb、Ti添加量が増大しており、Ti、Nb炭化物の溶体化はより困難となってきていることから、熱間圧延の加熱条件の最適化し、効率的に溶体化を行う方法に対するニーズが強くなっている。
【特許文献１】特開平５−３４５９１８号公報
【特許文献２】特開平１０−２６５８４７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は上記した従来の問題点を解決するためになされたものであって、５９０Ｎ／ｍｍ2 クラス以上の薄鋼板の製造方法に関するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは、Ti、Nbの添加された析出強化鋼において強度不足、強度バラツキの低減を図るべく、成分と加熱条件に対して鋭意研究を重ねた結果、強度バラツキの原因として、連続鋳造などの鋳造時に析出する粗大炭化物の熱延加熱での溶解状態の違いが大きく影響しており、この溶解状態は、抽出温度や在炉時間の管理だけでは不十分であり、加熱の温度履歴に大きく依存していることがわかった。そして、例えば、加熱温度が高くなると短時間にて炭化物の溶解は完了し、加熱温度が低くなるにつれて長時間の保持が必要であることを見出した。更に、この温度と時間の関係は成分の影響を少なからず受けていることを見出した。そして、この温度履歴に対応した、成分と温度と時間の条件式にて管理を行うことで、粗大析出物の完全溶解を精度よく予測でき、強度不足の回避、バラツキ低減が可能となることを見出し、この発明をなすに至ったのである。
【０００６】
具体的には、条件式（２）、（３）、（４）のいずれかの条件式にて、加熱炉中の温度の経時変化（温度履歴）に沿った計算を行い、この条件を満たす時間が経過したとき、鋼板中のTi、Nb炭化物の溶解が十分行われ、所定の強度が安定して得られることを見出したのである。これにより、従来の温度と時間を別々に管理していたものに比べ、強度不足、強度バラツキの低減ばかりでなく、効率的に必要な加熱時間、温度を求めることが可能となり、生産性の向上及び加熱コスト削減が可能となる。本発明の要旨は、下記の通りである。
【０００７】
（１）  Ｔｉ、Ｎｂの添加された鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、スラブの加熱時間を鋼板の成分と温度から求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【０００８】
（２）質量％にて、
Ｃ  ：０．０1 ％以上、０．３０％以下、  
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：０．１％以上、３．５％以下、
Ａｌ：２．０％以下、    
Ｐ  ：０．１５％以下、    
Ｓ  ：０．０００５％以上、０．０２％以下、
Ｎ  ：０．０２％以下、
および
Ｔｉ：０．０１％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、
の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、スラブの加熱時間を鋼板の成分と温度から求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【０００９】
（３）  （２）に示す鋼において、更に、質量％でＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０２％以下含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、スラブの加熱時間を鋼板の成分と温度から求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【００１０】
（４）  （２）または（３）に示す鋼において、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０４％以上、１．４％以下、
Ｎｉ：０．０２％以上、０．８％以下、
Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、
Ｖ  ：０．０２％以上、０．１％以下、
Ｃｒ：０．０２％以上、１．０％以下、
Ｂ  ：０．０００３％以上、０．００１０％以下、
の１種または２種以上を含有し残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、スラブの加熱時間を鋼板の成分と温度から求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【００１１】
（５）  （１）から（４）に示す鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、加熱の温度履歴に対して、Ｃ成分(C) 、Ｔｉ成分(Ti)、Nb成分(Nb)、及び、温度（Ｔ（℃））とステップ時間（Δｔ（ｓｅｃ））からなる条件式（２）を用いて加熱時間を求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（Ti）× 190−（Nb）× 250≧０                  ・・・（１）
のとき、KTi ℃超の温度域において、
KTi ＝7000／(2.75 −log((C)(Ti))）−273 
Σ（Ｔ−KTi)×Δｔ／60）≧2000              ・・・（２）
（Ti）× 190−（Nb）× 250＜0                   ・・・（１）' 
のとき、KNb ℃超の温度域において、
KNb ＝9100／(3.7−log((C)(Nb))）−273 
Σ (Ｔ−KNb)×Δｔ／60）≧1500              ・・・（３）
【００１２】
（６）  （１）から（４）に示す鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、加熱の温度履歴に対して、温度（Ｔ（℃））とステップ時間（Δｔ（ｓｅｃ））からなる条件式（３）を用いて加熱時間を求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（Ti）× 190−（Nb）× 250≧０                  ・・・（１）
のとき、1125℃超の温度域において、
√（Σ（DTi ×Δｔ）≧ 6.5                  ・・・（４）
（Ti）× 190−（Nb）×250 ＜0                   ・・・（１）' 
のとき、1050℃超の温度域において、
√（Σ（DNb ×Δｔ）≧９                    ・・・（５）
DTi ＝ 1.5×107exp（−251000/8.314/(Ｔ＋273)）
DNb ＝ 5.6×108exp（−286000/8.314/(Ｔ＋273)）
【００１３】
（７）  （１）から（４）に示す鋼において、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、加熱の温度履歴に対して、Ｃ成分(C) 、Ｔｉ成分(Ti)、Nb成分(Nb)、及び、温度（Ｔ（℃））とステップ時間（Δｔ（ｓｅｃ））からなる条件式（４）を用いて加熱時間を求めることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。  
（Ti）× 190−（Nb）× 250≧０                  ・・・（１）
のとき、1125℃超の温度域において、
√（Σ（GTi2× DTi×Δｔ）≧ 0.5            ・・・（６）
（Ti）× 190−（Nb）×250 ＜0                   ・・・（１）' 
のとき、1050℃超の温度域において、
√（Σ（GNb2×DNb ×Δｔ）≧ 1.0            ・・・（７）
GTi ＝｛0.008((C)-0.1[(Ti)-48/14(N)])2−0.019 ((C)-0.1[(Ti)-48/14(N)])＋0.000156｝(T-1125)1.6 
GNb ＝｛−0.00027((C) −0.05(Nb)) ＋0.0000527 ｝(T-1125)1.6 
DTi ＝ 1.5×107exp（−251000/8.314/(Ｔ＋273)）
DNb ＝ 5.6×108exp（−286000/8.314/(Ｔ＋273)）
【００１４】
（８）  （１）から（７）に示す製造方法において、更に、熱間圧延製造工程でのスラブ加熱後、圧延終了温度をＡｒ3 変態点以上で圧延を行い、４５０℃以上、７００℃以下で捲取ることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【００１５】
（９）  （８）に示す製造方法において、更に、熱間圧延後、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍する際において、７００℃以上、９００℃以下の温度にて１０秒以上保持し、その後の冷却において、冷却終了温度を１５０℃以上、６００℃以下とすることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、Ti、Nb添加による析出強化鋼において安定して強度と高い加工性を得ることが可能となるほか、効率的な熱延の加熱が可能となるため、生産性の向上及び加熱コストを低下でき工業的価値大なるものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明は、熱間圧延製造工程でスラブを加熱するに際して、Ti、Nb炭化物の溶体化のため、スラブの加熱時間を鋼板の成分、温度から求めることで、安定した材質を確保しつつ、生産性を向上させ、生産コストを低減させるものである。以下に本発明の個々の構成要件について詳細に説明する。
【００１８】
本発明の最も重要な製造方法のひとつが、熱間圧延製造工程におけるスラブの加熱条件の設定方法である。Ti、Nbが添加されている鋼板においては、鋳造の冷却中に析出した粗大なTi、Nb炭化物を熱延製造工程の加熱にて溶解することで、十分な析出強化が得られる。このため、加熱が不足すると狙いとする強度が得られず、強度不足や強度バラツキの原因となり、また、解け残った粗大析出物は伸びを低下させる。一方、加熱が過剰となると、加熱時間の増大により生産性が低下し、また、加熱コストも増加する。
【００１９】
本発明者らは、鋭意研究を重ね、鋳造の冷却中の析出量、溶解速度は鋼板の成分によって大きく異なること、すなわち、Ｃ、Nb、Tiの添加量が多くなるにつれてTi、Nb炭化物の溶体化が遅れること、更に、溶解速度は温度の影響を強く受けており、熱延加熱炉での昇温速度、均熱温度などの温度履歴を考慮した溶解予測を実施することで、強度不足の回避、バラツキの低減、更には加熱条件の高効率化が達成できることを見出した。  
【００２０】
次に、各々の式について説明する。
条件式（２）、（３）、（４）において、スラブで必要な加熱条件は、Ti、Nbのうち、溶解すべきTi、Nb炭化物の量を考慮し、強度寄与の大きな元素にて管理する必要がある。Ti、Nbの炭化物では、((Ti）×190 −（Nb）×250)が０以上（式（１））ではTi炭化物よる強度寄与が大きく、０未満（式（１）’）ではNb炭化物の強度寄与が大きくなることがわかったため、式（１）、式（１）’にて、あらかじめ用いる条件式を求める。
【００２１】
条件式（２）、式（３）では、加熱炉の温度履歴のうち、個々の鋼板成分により決まる固溶限温度超での温度範囲に対して条件式を計算し加熱時間を求める．この温度は、Ti炭化物、Nb炭化物では異なっており、Ti炭化物については、岡口らにより提案されている溶解度積（KTi)、Nb炭化物についてはSmith らにより提案されている溶解度積(KNb) を用いる。これにより求められる固溶限温度では合金炭化物は溶解する。本研究者らは鋭意研究を重ねた結果、固溶限温度以上の領域で固溶限温度との差が大きいほど、必要とする在炉時間は短くても、溶解が可能であり、目標強度を得ることができることを見出し、Ｔｉ炭化物に対する式（２）、Nb炭化物に対する式（３）を導くにいたった。そして、この値がTi炭化物に対しては2000以上、Nb炭化物では1500以上であるとき、狙い通りの強度が安定して得られることを見出した。製造バラツキを考慮し、強度の余裕を持たせるためには、Ti炭化物では2500以上、Nb炭化物でも2000以上とすることが望ましい。
Σ（Ｔ−KTi)×Δｔ／60）≧2000              ・・・（２）
KTi ＝7000／(2.75 −log((C)(Ti))）−273 
Σ (Ｔ−KNb)×Δｔ／60）≧1500              ・・・（３）
KNb ＝9100／(3.7−log((C)(Nb))）−273 
【００２２】
鋳造の冷却中での析出は平衡状態では進まず、高温域から徐々に析出を続けるが、ある温度以下になると析出は停止する、析出下限温度が存在する。本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、鋳造の冷却での臨界温度について、Ti炭化物では1150℃、Nb炭化物では1050℃であった。従って、式（４）、式（５）、式（６）、式（７）では加熱炉の温度履歴のうち、この温度超の温度範囲に対して条件式を計算し加熱時間を求める。
【００２３】
Ti、Nb炭化物の溶解は、Ti、Nbの拡散に強く依存している。本研究者らは鋭意研究を重ねた結果、Ti炭化物に関しては式（４）、Nb炭化物に関しては式（５）の左辺に示す各元素の拡散係数と時間ステップの関数を用いて、この値がTi炭化物では6.5 以上、Nb炭化物でも９以上となるとき、溶体化が十分になされ、狙い通りの強度が安定して得られることを見出した。製造バラツキを考慮し、強度の余裕を持たせるためには、Ti炭化物では８以上、Nb炭化物でも１２以上とすることが望ましい。
√（Σ（DTi ×Δｔ）≧ 6.5                  ・・・（４）
DTi ＝ 1.5×107exp（−251000/8.314/(Ｔ＋273)）
√（Σ（DNb ×Δｔ）≧９                    ・・・（５）
DNb ＝ 5.6×108exp（−286000/8.314/(Ｔ＋273)）
【００２４】
式（４）、式（５）において更にバラツキを低減し、安定した材質を得るためには、式（４）、式（５）に加えて鋼板の成分の影響を考慮する必要がある。本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、成分の影響として、Ｃの影響が最も強く、Ｃ添加量の増大に伴い、必要となるスラブ加熱時間が増大すること、更に、Ｃに比べると影響は小さいが、Nb、Tiも添加量の増大に伴い、必要となるスラブ加熱時間が増大することを見出し、式（６）、式（７）に示す成分の影響を考慮した温度と時間の条件式を導いた。そして、この式の左辺の値がTi炭化物では0.5 以上、Nb炭化物では1.0 以上となるとき、溶体化が十分になされ、狙い通りの強度が安定して得られることを見出した。そして、製造バラツキを考慮し、強度の余裕を持たせるためには、Ti炭化物では0.8 以上、Nb炭化物では1.3 以上とすることが望ましい。
√（Σ（GTi2× DTi×Δｔ）≧ 0.5            ・・・（６）
GTi ＝｛0.008((C)-0.1[(Ti)-48/14(N)])2−0.019 ((C)-0.1[(Ti)-48/14(N)])＋        0.000156｝(T-1125)1.6 
DTi ＝ 1.5×107exp（−251000/8.314/(Ｔ＋273)）
√（Σ（GNb2×DNb ×Δｔ）≧ 1.0            ・・・（７）
GNb ＝｛−0.00027((C) −0.05(Nb)) ＋0.0000527 ｝(T-1125)1.6 
DNb ＝ 5.6×108exp（−286000/8.314/(Ｔ＋273)）
【００２５】
Tiに関しては式（２）、式（３）、式（４）、式（５）、式（６）、式（７）を用いることで、十分な強度が得られ、効率よく安定した材質が得られるが、このとき、式（２）、式（３）については、均熱温度とKTi 、KNb との差が35℃以上、85℃以下の温度域でよい相関があられるため、この温度域での適用が望ましい。式（４）、式（５）については、Ｃ濃度の影響を受け0.05mass％Ｃ以上、0.15mass％Ｃ以下の濃度でよい相関が得られるため、この成分範囲での適用が望ましい。式（６）、式（７）については、計算は複雑ではあるが、全領域で高い相関が得られており、特に、材質バラツキが厳しく、精度が要求される場合は式（６）、式（７）の適用が望ましい。
【００２６】
また、温度履歴に沿った計算はステップ間隔が短いほど精度よく予測できるため、非常にステップ間隔の細かい（連続計算）でも効果は失われない。一方、ステップ間隔が長いと予測精度が低下するため、計算ステップ時間は20min 以下とすることが望ましい。
【００２７】
次に本発明における、鋼板成分の限定理由について説明するが、本発明は、Ｔｉ、Ｎｂの炭化物の溶解を狙った熱間圧延での加熱条件に関するもので、鋼板として、ＴｉもしくはＮｂ添加は必須である。
【００２８】
Ｔｉ、Ｎｂは本発明において最も重要な成分である。これらの元素は炭化物を形成し強度の増加に有効であり、硬度の均一化に寄与して穴拡げ性を改善する。これらの結果を有効に発揮させるためにはＮｂ、Ｔｉともに少なくとも０．０１％の添加が必要である。しかし、これらの添加が過度になると析出強化により伸びが劣化するため、上限としてＴｉは０．２５％以下、Ｎｂは０．１０％以下とする。これらの元素は単独で添加しても効果があり、複合添加しても効果がある。
【００２９】
Ｃは、本発明において最も重要な成分である。鋼の加工性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くなると、加工性は劣化するほか、加熱中の溶体化を抑制し、解け残りを増加させることで強度を低下させるため、０．３０％以下とする。また、強度確保の面で０．０１％以上は必要である。
【００３０】
Ｓｉは、有害な炭化物の生成を抑えフェライト分率を増加させ伸びを向上するために有効な元素であり、固溶強化により材料強度確保のためにも有効な元素であるため添加することが望ましいが、添加量が増加すると化成処理性が低下するほか、点溶接性も劣化するため１．５％を上限とする。
【００３１】
ＡｌはＳｉと同様、有害な炭化物の生成を抑えフェライト分率を増加させ伸びを向上するために有効な元素である。特に、伸びと化成処理性を両立するために必要な元素である。Ａｌは、従来より脱酸に必要な元素であり、通常０．０１〜０．０７％程度添加してきた。本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、低Ｓｉ系においてもＡｌを多量に添加することにより伸びを劣化させること無く、化成処理性を改善できることを見出した。しかし、添加量が増加すると伸び向上の効果は飽和してしまうばかりか、化成処理性が低下するほか、点溶接性も劣化するため２．０％を上限し、特に化成処理の厳しい条件では、１．０％を上限とすることが望ましい。
【００３２】
Ｍｎは、強度確保に必要な元素であり、最低０．１％の添加が必要である。しかし、多量に添加するとミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、これらは伸び性を劣化させる。これより３．５％を上限とする。
【００３３】
Ｐは鋼板の強度を上げる元素であり、Ｃｕと同時添加により耐腐食性を向上する元素であるが、添加量が高いと溶接性、加工性、靭性の劣化を引き起こす元素である。これより、０．１５％以下とする。特に耐食性が問題とならない場合、加工性を重視して０．０３％以下が望ましい。
【００３４】
ＳはＭｎＳ等の硫化物を形成し、割れの起点となり、穴拡げ性を低減させる元素である。従って、０．０２％以下とすることが必要である。但し、０．０００５％未満に調整するためには脱硫コストが高くなるため、これを０．０００５％以上とする。  
【００３５】
Ｎは、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの生成に寄与するため加工性を確保するためには少ない方が良い。０．０２％を越えると粗大なＴｉＮが発生し加工性が劣化するので０．０２％以下とする。
【００３６】
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは硫化物系の介在物の形状制御し、穴拡げ性の向上に有効である。これを有効に発揮させるためには少なくとも１種類または２種以上を０．０００５％以上添加する必要がある。一方、多量の添加は逆に鋼の清浄度を悪化させるため穴拡げ性、延性を損なう。これより上限を０．０２％とする。
【００３７】
ＣｕはＰとの複合添加により耐腐食性を向上する元素である、この作用を得るためには０．０４％以上添加することが望ましい。但し、多量の添加は焼き入れ性を増加させ伸びが低下するため、上限を１．４％とする。
【００３８】
ＮｉはＣｕを添加したときの熱間割れを抑制するために必須元素である。この効果を得るためには０．０２％以上添加することが望ましい。但し、多量の添加はＣｕ同様、焼き入れ性を増加させ伸びが低下するため、上限を０．８％とする。
【００３９】
Ｍｏはセメンタイトの生成を抑制し、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素であり、この効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要である。但し、Ｍｏも焼き入れ性を高める元素であるため過剰の添加では伸びが低下するため、上限を０．５％とする。
【００４０】
Ｖは炭化物を形成し強度確保に寄与する。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が必要である。但し、多量の添加は伸びの低減させ、コストも高いため、上限を０．１％とする。
【００４１】
ＣｒもＶと同様、炭化物を形成し強度確保に寄与する。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が必要である。但し、Ｃｒは焼き入れ性を高める元素であるため、多量の添加により伸びの低減させる。そこで、上限を１．０％とする。
【００４２】
Ｂは粒界を強め超ハイテンで課題となる２次加工割れの改善に有効な元素である。この効果を得るためには０．０００３％以上の添加が必要である。但し、Ｂも焼き入れ性を高める元素であるため、多量の添加により伸びが低下するため、上限を０．００１％とする。
【００４３】
次に加熱以降の製造方法について説明する。
仕上圧延終了温度はハイテンの加工性を劣化させる加工フェライトの生成を妨げるため、Ａｒ3 変態点以上とする必要がある。しかしあまり高温にすると組織の粗大化により変態が抑制され強度低減、延性の低下を招くため９５０℃以下とすることが望ましい。また、本発明では加熱にて溶解したTi、Nb炭化物を捲取後に微細に析出させ析出強化の利用を狙っているため、捲取温度は粗大析出物による強度低下を抑制するために７００℃以下とし、一方で十分な析出量を確保するために４５０℃以上とすることが必要である。
【００４４】
冷間圧延は通常の方法に従い、冷延率は４０％から８０％でよい。連続焼鈍工程では、まず、７００℃以上、９００℃以下の温度で焼鈍する。これ未満では組識が不均一となる。この際、層状の組識を解消するためには１０秒以上の保持が必要である。一方、これを超える温度ではオーステナイト粒が大きくなり製品の組識が粗くなるほか、Ti、Nb炭化物が粗大化し強度低下を招くため、焼鈍温度は９００℃以下とする。続いて、冷却終了温度を１５０℃以上、６００℃以下の温度とする。１５０℃未満ではマルテンサイト変態により、変態によるひずみ量が増大して成形性の劣化を招く。一方で、６００℃を超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。
【実施例】
【００４５】
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。符号Ａ〜Ｐが本発明に用いた成分の鋼である。これらの鋼を、加熱炉中で、表２、表３、表４、表５に示す昇温速度、均熱温度、均熱時間にて加熱し、熱間圧延にて板厚２．６〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。式（１）で得られる値が正となるＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｋ、Ｍ、Ｏは式（２）、式（４）、式（６）を用い、負となるＧ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｌ、Ｎ、Ｐは式（３）、式（５）、式（７）を用いた。それぞれの計算値を表２、表３、表４、表５に示す。このうち、D1、 K1 、M1は式（２）、式（４）、式（６）で本発明の範囲外であり、A1は、式（２）、式（６）、I1は式（３）、式（７）で本発明の範囲外、F1は式（４）と式（６）で本発明の範囲外、H1は式（７）で本発明の範囲外にある。
【００４６】
このようにして得られた熱延鋼板についてＪＩＳ５号片による引張試験を行った。各試験片のＴＳ、Ｅｌを表２に示す、図１に強度と伸びの関係を示す。本発明鋼は各々の鋼板において目標強度が確保できている他、比較鋼と比べ強度に対する伸び高くなっていることがわかる。このように、本発明の鋼板は安定して目標強度が確保でき、延性に優れていることがわかる。
【００４７】
【表１】
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【００４８】
【表２】
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【００４９】
【表３】
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【００５０】
【表４】
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【００５１】
【表５】
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【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】引張強度に対する伸びに及ぼす本発明鋼の効果を示すグラフ。
【図１】
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