(57)【要約】  高降伏比で引張特性の異方性が小さい高強度鋼板を得る。  特定の成分組成とし、鋼組織は、面積率でフェライト：９０％以上、パーライトとセメンタイトの合計:０〜１０％、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０〜２％からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を含み、該Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５〜５０ｎｍであり、Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５〜０．０５０％である高強度鋼板とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１０％未満、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：１．０％未満、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）、Ｖ：０．１００％以下（０％を含む）かつＴｉとＶを合計で０．００５〜０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、面積率でフェライト：９０％以上、パーライトとセメンタイトの合計:０〜１０％、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０〜３％からなり、
前記フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を含み、該Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５〜５０ｎｍであり、
Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５〜０．０５０％である高強度鋼板。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
表面に亜鉛めっき層を有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
前記亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層である請求項３に記載の高強度鋼板。
【請求項５】
前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である請求項４に記載の高強度鋼板。
【請求項６】
前記亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層である請求項３に記載の高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
鋼を熱間圧延し、該熱間圧延後、仕上圧延温度〜６５０℃の温度域の滞留時間を１０秒以下の条件で鋼板を冷却し、５００〜７００℃で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られる熱延鋼板を７５％以下の圧延率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程で得られる冷延鋼板を、連続焼鈍炉で、昇温時における６５０〜７５０℃の温度域で滞留時間：１５秒以上で滞留させ、該滞留後に均熱温度：７６０〜８８０℃、均熱時間：１２０秒以下の条件で均熱し、４００〜５００℃の温度域の滞留時間が１００秒以下の条件で冷却する焼鈍工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記焼鈍工程後の冷延鋼板を、めっき処理するめっき工程を有する請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理である請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記めっき工程後の冷延鋼板を、合金化処理する合金化工程を有する請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記めっき処理は、電気亜鉛めっき処理である請求項８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、自動車部品等に適用される高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車部品等の素材として、素材の薄肉化による部品軽量化などの観点から、高強度鋼板が好ましく用いられる。例えば、骨格用部品や耐衝突用部品などでは、乗員の安全確保のため衝突時に変形しにくいこと、すなわち高い降伏比が要求される。一方、割れが発生することなく安定的にプレス成形するために、曲げ性に優れる高強度鋼板が望まれる。このような要求に対し、これまでに種々の鋼板およびその製造技術が開示されている。【０００３】
特許文献１には、Ｎｂ、Ｔｉを合計で０．０１質量％以上含有し、再結晶率８０％以上のフェライトを主相とする高強度鋼板とその製造方法が開示されている。【０００４】
また、特許文献２には、鋼組織として２０〜５０面積％の未再結晶フェライトを含む耐衝突特性に優れた高強度鋼板とその製造方法が開示されている。【０００５】
特許文献３には、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種以上を添加し、主相がフェライトまたはベイナイトで粒界における鉄炭化物の析出量を一定以下に制限し、かつ該鉄炭化物の最大粒子径を１μｍ以下に制御する伸びフランジ性に優れた溶融めっき高強度鋼板とその製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第４７４００９９号公報
【特許文献２】特許第４９９５１０９号公報
【特許文献３】特開平６−３２２４７９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１の技術では、熱間圧延後〜６５０℃の保持温度と連続焼鈍炉での均熱後の冷却における５００〜４００℃の保持時間のいずれも制御しておらず、本発明で重要なＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径を制御できていないと考えられるので、高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板を得ることができない。【０００８】
特許文献２の技術では、ＮｂやＴｉを多量添加し、鋼組織として未再結晶フェライトを面積率で２０％以上含むため、高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板が得られない。【０００９】
特許文献３の技術では、熱間圧延後〜６５０℃の保持温度と連続焼鈍炉での均熱後の冷却における５００〜４００℃の保持時間のいずれも制御しておらず、本発明で重要なＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径を制御できていないと考えられるので、高降伏比で曲げ性に優れた高強度鋼板は得らない。【００１０】
本発明は、このような事情を鑑みてなされたものであり、その目的は、高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板を得ることである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を実施した。その結果、フェライトを主体とする鋼組織において、フェライトの平均結晶粒径を一定以下に微細化し、さらに、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の体積率と粒子径（平均粒子径）を適正に制御することが重要であり、そのためには、所定の成分組成に調整するとともに、熱間圧延後の巻取温度、焼鈍の昇温時所定温度域での滞留時間と均熱温度を適正な範囲に制御することが有効であることを見出した。【００１２】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。【００１３】
［１］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１０％未満、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：１．０％未満、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）、Ｖ：０．１００％以下（０％を含む）かつＴｉとＶを合計で０．００５〜０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率でフェライト：９０％以上、パーライトとセメンタイトの合計:０〜１０％、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０〜２％からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を含み、該Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５〜５０ｎｍであり、Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５〜０．０５０％である高強度鋼板。【００１４】
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下のいずれか１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度鋼板。【００１５】
［３］高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。【００１６】
［４］前記亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層である［３］に記載の高強度鋼板。【００１７】
［５］前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である［４］に記載の高強度鋼板。【００１８】
［６］前記亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層である［３］に記載の高強度鋼板。【００１９】
［７］［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、鋼を熱間圧延し、該熱間圧延後、仕上圧延温度〜６５０℃の温度域の滞留時間を１０秒以下の条件で鋼板を冷却し、５００〜７００℃で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られる熱延鋼板を７５％以下の圧延率で冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られる冷延鋼板を、連続焼鈍炉で、昇温時における６５０〜７５０℃の温度域で滞留時間：１５秒以上で滞留させ、該滞留後に均熱温度：７６０〜８８０℃、均熱時間：１２０秒以下の条件で均熱し、４００〜５００℃の温度域の滞留時間が１００秒以下の条件で冷却する焼鈍工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。【００２０】
［８］前記焼鈍工程後の冷延鋼板を、めっき処理するめっき工程を有する［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。【００２１】
［９］前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理である［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。【００２２】
［１０］前記めっき工程後の冷延鋼板を、合金化処理する合金化工程を有する［９］に記載の高強度鋼板の製造方法。【００２３】
［１１］前記めっき処理は、電気亜鉛めっき処理である［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２４】
本発明では、成分組成、熱延後の巻取条件、焼鈍の昇温時所定温度域での滞留時間と均熱温度などの製造条件を適正に制御する。この制御により、本発明が目的とする鋼組織が得られ、その結果、自動車部品等の用途に要求される高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板を安定して製造することが可能になる。本発明の高強度鋼板により、自動車の更なる軽量化が可能になり、本発明の自動車、鉄鋼業界における利用価値は極めて大きい。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００２６】
先ず、本発明の高強度鋼板の概要について説明する。
【００２７】
本発明の高強度鋼板は、３３０ＭＰａ〜５００ＭＰａ未満の引張強さ、０．７０以上の降伏比を有し、Ｕ曲げ加工において１８０°密着曲げが可能である。降伏比が０．７０以上であることから、本発明の高強度鋼板は高い降伏比を有する。また、Ｕ曲げ加工において１８０°密着曲げができることから、本発明の高強度鋼板は優れた曲げ性を有する。
【００２８】
本発明では、特に、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）、Ｖ：０．１００％以下（０％を含む）、かつＴｉとＶを合計で０．００５％〜０．１００％以下含有する成分組成とすることが特に重要である。
【００２９】
成分組成や製造条件の調整により、鋼組織を、必須のフェライトと任意のパーライト等で構成し、該フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を含み、該Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５〜５０ｎｍであり、Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５〜０．０５０％になるように調整することで、高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板を得られる。
【００３０】
本発明においてＴｉ炭化物およびＶ炭化物にはＴｉ炭窒化物、Ｖ炭窒化物およびＴｉ、Ｖ複合炭窒化物も含む。なお、Ｔｉ、Ｖ複合炭窒化物は、Ｔｉの炭化物と捉えるかＶの炭化物と捉えて平均粒子径や合計体積率を考えればよい。
【００３１】
上記の通り、フェライトの平均結晶粒径および炭化物（Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物）の平均粒子径と析出量が所望の条件を満たすためには、成分組成のみならず製造条件も重要である。具体的には、熱間圧延後の冷却において仕上圧延温度〜６５０℃の温度域の滞留時間を１０秒以下とし、巻取温度を５００〜７００℃とする。また、焼鈍の加熱において６５０〜７５０℃の温度域での滞留時間を１５秒以上とし、引き続き７６０〜８８０℃の均熱温度で１２０秒以下均熱する。巻取後の冷却中にＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物を均一微細に析出させ、冷間圧延後、焼鈍にてフェライトを比較的低温で再結晶させさせることで微細なフェライトを生成させ、均熱時のフェライト粒およびＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物の粗大化を抑制できると考えられる。
【００３２】
降伏強さと引張強さは、引張方向が圧延方向と垂直になるようＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した引張試験により求める。曲げ性はＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に記載の密着曲げ試験により求める。
【００３３】
以上の知見に基づき完成された本発明の高強度鋼板は、自動車部品等の素材に求められる、高降伏比で優れた曲げ性を有する鋼板となる。
【００３４】
次に、本発明の成分組成の限定理由、鋼組織の限定理由および製造条件の限定理由について説明する。
【００３５】
（１）成分組成
本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１０％未満、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：１．０％未満、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）およびＶ：０．１００％以下（０％を含む）かつＴｉとＶを合計で０．００５〜０．１００％以下含有する。
【００３６】
また、本発明の高強度鋼板は、任意成分として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下のいずれか１種または２種以上を含有してもよい。
【００３７】
上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
【００３８】
以下の成分組成の説明において「％」は「質量％」を意味する。
【００３９】
Ｃ：０．０２％〜０．１０％未満
Ｃは、Ｔｉ炭化物やＶ炭化物となったり、パーライトやマルテンサイトを増加させたりすることから、降伏強さと引張強さの増加に有効な元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満では、炭化物の合計析出量が所望の範囲にならないので本発明が目的とする引張強さが得られない。Ｃ含有量が０．１０％以上になると、パーライト、マルテンサイトが過度に生成するために降伏比が低下し、曲げ性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０２％〜０．１０％未満とする。好ましくは０．０２〜０．０６％である。
【００４０】
Ｓｉ：０．１０％未満
Ｓｉは、一般にフェライトの固溶強化により降伏強さと引張強さを増加させるのに有効である。しかし、Ｓｉを添加すると、加工硬化能の顕著な向上により降伏強さに比べて引張強さの増加量が大きくなり、降伏比が低下し、表面性状が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は０．１０％未満とする。なお、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、降伏強さや引張強さはＳｉ以外の構成でも高められるため、本発明では、Ｓｉ含有量は少ないほど好ましい。したがって、本発明ではＳｉを添加しなくてもよいが、製造上Ｓｉを不可避的に０．００５％含む場合がある。
【００４１】
Ｍｎ：１．０％未満
Ｍｎは、フェライトの固溶強化により降伏強さと引張強さを増加させるのに有効である。しかし、Ｍｎ含有量が１．０％以上になると、鋼組織中のマルテンサイト分率が増加するため引張強さが過度に増大し、本発明が目的とする引張強さが得られず、降伏比と曲げ性が低下する。このためＭｎ含有量は１．０％未満とする。Ｍｎは添加しなくても良いが、Ｍｎを添加する場合には、下限について好ましいＭｎ含有量は０．２％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は０．８％以下である。
【００４２】
Ｐ：０．１０％以下
Ｐはフェライトの固溶強化により降伏強さと引張強さを増加させるのに有効である。このため、本発明ではＰを適宜含有することができる。しかし、Ｐ含有量が０．１０％を超えると、鋳造偏析やフェライト粒界偏析によりフェライト粒界が脆化して曲げ性が低下する。このためＰ含有量は０．１０％以下とする。Ｐは添加しなくても良いが、Ｐを添加する場合には、下限について好ましいＰ含有量は０．０１％以上である。上限について好ましいＰ含有量は０．０４％以下である。
【００４３】
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは不純物として不可避的に含まれる元素である。ＭｎＳなどの介在物の形成により曲げ性や局部伸びが低下するので、Ｓ含有量はできるだけ低減することが好ましい。本発明においてＳ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下とする。なお、上記の通りＳ含有量は低いほど好ましく、本発明ではＳを添加しなくてもよい。しかし、製造上Ｓを０．０００３％含む場合がある。
【００４４】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは精錬工程での脱酸のため、また、固溶ＮをＡｌＮとして固定させるために添加される。十分な効果を得るにはＡｌ含有量を０．０１％以上にする必要がある。また、Ａｌ含有量が０．１０％を超えるとＡｌＮが多量に析出して曲げ性が低下する。したがってＡｌ含有量は０．０１〜０．１０％とする。好ましくは０．０１〜０．０７％とする。また、さらに好ましくは０．０１〜０．０６％とする。
【００４５】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは溶銑の精錬工程までに不可避的に混入する元素である。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋳造時にＴｉ炭化物やＶ炭化物が析出後、スラブ加熱時にＴｉ炭化物やＶ炭化物が溶解せず粗大な炭化物として残留するためフェライト平均結晶粒の粗大化を招く。よってＮ含有量は０．０１０％以下とする。なお、本発明ではＮを添加しなくてもよいが、製造上Ｎを０．０００５％含む場合がある。
【００４６】
Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）
Ｖ：０．１００％以下（０％を含む）
ＴｉとＶを合計で０．００５〜０．１００％
ＴｉおよびＶはフェライト平均結晶粒の微細化、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の析出による降伏比の増加に寄与する重要な元素である。ＴｉとＶの合計が０．００５％未満では、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の体積率が不十分となる結果、炭化物の析出量が所望の範囲にならず、本発明の効果が得られない。また、ＴｉとＶの合計が０．１００％超ではＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物が過剰に析出して焼鈍後も延性に乏しい未再結晶フェライトが残存するため曲げ性が劣化する。したがって、ＴｉおよびＶは、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）およびＶ：０．１００％以下（０％を含む）かつＴｉとＶを合計で０．００５〜０．１００％とする。下限について好ましい合計量は０．００７％以上であり、上限について好ましい合計量は０．０４０％とする。
【００４７】
本発明の高強度鋼板は、以下の成分を任意成分として含有できる。
【００４８】
Ｃｒ：０．３％以下
Ｃｒは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。Ｃｒ含有量が０．３％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．３％以下とする。
【００４９】
Ｍｏ：０．３％以下
Ｍｏは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．３％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量は０．３％以下とする。
【００５０】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。
【００５１】
Ｃｕ：０．３％以下
Ｃｕは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．３％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．３％以下とする。
【００５２】
Ｎｉ：０．３％以下
Ｎｉは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．３％以下とする。
【００５３】
Ｓｂ：０．３％以下
Ｓｂは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．３％を超えると高強度鋼板の脆化を招き曲げ性が劣化する。したがってＳｂを添加する場合、Ｓｂ含有量は０．３％以下とする。
【００５４】
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。また、本発明では、上記のほかにＮｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｎａ、Ｍｇなどの元素も、本発明の作用効果を害さない微量な範囲で、不可避的不純物として含有してもよい。「微量な範囲」とは、これらの元素を合計で０．０１％以下を意味する。
【００５５】
（２）鋼組織
本発明の高強度鋼板の鋼組織は、面積率でフェライト：９０％以上、パーライトとセメンタイトの合計:０〜１０％、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０〜３％からなる。また、この鋼組織において、上記フェライトの平均結晶粒径は１５．０μｍ以下であり、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径は５〜５０ｎｍであり、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の析出量の合計は体積率で０．００５〜０．０５０％である。
【００５６】
フェライト：９０％以上
フェライトは良好な延性を有し、鋼組織に主相として含まれ、その含有量は面積率で９０％以上である。フェライトの含有量が面積率で９０％未満では本発明が目的とする高降伏比が得られず、また、引張特性の異方性も大きくなる。よって、フェライトの含有量は面積率で９０％以上とする。好ましくは９５％以上とする。なお、本発明の高強度鋼板の鋼組織はフェライト単相（フェライトの含有量が面積率で１００％）でもよい。
【００５７】
パーライトとセメンタイトの合計：０〜１０％
パーライトとセメンタイトは所望の降伏強さと引張強さを得るために有効である。しかし、パーライトとセメンタイトの合計が面積率で１０％を超えると本発明が目的とする高降伏比が得られず、引張特性の異方性も大きくなる。このためパーライトとセメンタイトの合計は面積率で０〜１０％とする。好ましくは０〜５％とする。
【００５８】
マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０〜３％
鋼組織は、面積率で、マルテンサイトと残留オーステナイトを合計で０〜３％含有してもよい。マルテンサイトと残留オーステナイトの合計が２％を超えると０．７０以上の降伏比が得られなくなる。このためマルテンサイトと残留オーステナイトの合計は０〜３％とする。
【００５９】
フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下
フェライトの平均結晶粒径を所望の範囲に調整することは、本発明が目的とする０．７０以上の高降伏比を得るために重要である。フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍを超えると、０．７０以上の降伏比が得られない。したがって、フェライトの平均結晶粒径は１５．０μｍ以下とする。好ましくは１０．０μｍ以下とする。なお、フェライト平均結晶粒径の下限は特に限定されないが、１．０μｍ未満では引張強さや降伏強さが過度に増加し、曲げ性や伸びの劣化を招くのでフェライト平均結晶粒径は１．０μｍ以上であることが好ましい。
【００６０】
Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５〜５０ｎｍ
Ｔｉ炭化物やＶ炭化物は主にフェライト粒内に析出し、その平均粒子径は本発明が目的とする高降伏比と優れた曲げ性を両立するのに重要である。上記粒子径が５ｎｍ未満では降伏強さと引張強さが過度に増加するばかりか、曲げ性の低下も招く。上記粒子径が５０ｎｍを超えると降伏強さの増加が不十分となり、本発明が目的とする高降伏比が得られない。よってＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径は５〜５０ｎｍとする。下限について好ましい平均粒子径は１０ｎｍ以上とする。上限について好ましい平均粒子径は４０ｎｍ以下とする。なお、本発明では、Ｔｉ炭化物、Ｖ炭化物を区別せずに平均粒子径を測定する。
【００６１】
Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５〜０．０５０％
Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量を所望の範囲に調整することは、本発明が目的とする高降伏比と優れた曲げ性を両立するのに重要である。Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５％未満だと降伏強さの増加が不十分となり、本発明が目的とする高降伏比が得られない。Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．０５０％を超えるとフェライトの再結晶が顕著に抑制されて降伏強さと引張強さが過度に増加し、さらに、曲げ性が低下する。また、上記析出量が０．０５０％を超えると、引張強さが過度に増加して本発明が目的とする範囲を外れる場合がある。よって、Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計は体積率で０．００５〜０．０５０％とする。下限について好ましい体積率は０．０１０％以上とする。上限について好ましい体積率は０．０４０％以下とする。なお、Ｔｉ炭化物を含まない場合はＴｉ炭化物を０と考え、Ｖ炭化物を含まない場合はＶ炭化物を０と考える。
【００６２】
なお、各組織の面積率は圧延幅方向に垂直な断面の鋼板表面側から板厚方向に１／４位置を中心とする板厚１／８〜３／８の範囲をＳＥＭで観察し、ＡＳＴＭ  Ｅ  ５６２−０５に記載のポイントカウント法により求める。フェライトの平均結晶粒径は、上記板厚１／４位置を中心とする板厚１／８〜３／８の範囲をＳＥＭで観察し、観察面積と結晶粒数から円相当径を算出することで求める。Ｔｉ炭化物やＶ炭化物の平均粒子径は高強度鋼板から薄膜サンプルを作製し、ＴＥＭ観察像から円相当径を算出（観察面積と粒子数から算出）することにより求める。Ｔｉ炭化物とＶ炭化物の合計体積率は抽出残渣法により求める。
【００６３】
（３）製造条件
本発明の高強度鋼板は上記成分組成を有する鋼を溶製し、鋳造によりスラブ（鋼片）を製造後、熱間圧延、冷間圧延後、連続焼鈍炉で焼鈍を行うことにより製造される。熱間圧延後に酸洗してもよい。以下、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程を有する本発明の製造方法について説明する。なお、以下の説明において温度は表面温度を意味する。
【００６４】
鋳造方法は特に限定されるものではなく、顕著な成分組成の偏析や組織の不均一が発生しなければ、造塊法、連続鋳造法のいずれで鋳造しても構わない。
【００６５】
熱間圧延は、高温の鋳造スラブをそのまま圧延してもよいし、室温まで冷却されたスラブを再加熱してから圧延してもよい。またスラブの時点で割れなどの表面欠陥がある場合はグラインダーなどによってスラブ手入れを施すことができる。スラブを再加熱する場合は、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を溶解させるため１１００℃以上に加熱することが好ましい。
【００６６】
熱間圧延工程とは、鋼を熱間圧延し、該熱間圧延後、仕上圧延温度〜６５０℃の温度域の滞留時間を１０秒以下の条件で鋼板を冷却し、５００〜７００℃で巻取る工程である。
【００６７】
熱間圧延では、スラブに粗圧延、仕上圧延を施す。その後、熱間圧延後の鋼板を巻取り熱延コイルとする。熱間圧延における粗圧延条件および仕上圧延条件は特に限定されるものではなく常法にしたがって決定すればよい。仕上圧延温度がＡｒ３点未満になると、熱延鋼板の鋼組織中に圧延方向に伸長した粗大なフェライトが生成し、焼鈍後に延性の低下を招く場合がある。このため、仕上圧延温度はＡｒ３点以上とすることが好ましい。なお、Ａｒ３点は変態点測定装置（例えばフォーマスター試験機）を用いてオーステナイト単相温度域から１℃／ｓで連続冷却したときにフェライト変態が開始する温度を測定することで求めることができる。
【００６８】
仕上圧延温度〜６５０℃の温度域の滞留時間：１０秒以下
熱間圧延後の冷却において、仕上圧延温度〜６５０℃の温度域の滞留時間を適正に制御することで、フェライトの平均結晶粒径の粗大化を抑制することができる。このため、上記冷却条件は、本発明において重要である。仕上圧延後の冷却において仕上圧延温度〜６５０℃の温度域の滞留時間が１０秒を超えると、熱間圧延の巻取後に粗大なＴｉ炭化物やＶ炭化物が過度に析出するため、焼鈍時にフェライト粒が粗大になりやすくなりフェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍを超えるため降伏比が低下する。そこで、上記冷却における、仕上圧延温度〜６５０℃の温度域の滞留時間は１０秒以下とする。なお、上記滞留時間の下限は特に限定されないが、焼鈍時に均一にＴｉ炭化物やＶ炭化物を析出させてフェライト結晶粒径を均一にする観点から１秒以上滞留することが好ましい。また、上記滞留時間が制御される温度域の下限はＴｉ炭化物等の平均粒子径が本発明範囲外となったり、Ｔｉ炭化物等の析出量の合計が本発明範囲外となる理由で６５０℃とする。
【００６９】
巻取温度：５００〜７００℃
巻取温度は、Ｔｉ炭化物やＶ炭化物の析出量およびこれらの平均粒子径の調整により、焼鈍後のフェライト平均結晶粒径を１５．０μｍ以下に制御するために重要である。鋼板の幅方向中央において、巻取温度が５００℃未満では巻取後の冷却中に上記炭化物が十分析出せず、焼鈍の加熱および均熱時に粗大な炭化物が析出し、フェライト粒径が粗大化するため、高降伏比が得られず、さらに引張強さも小さくなる。巻取温度が７００℃を超えると巻取後の冷却中に粗大なＴｉ炭化物やＶ炭化物が析出し、焼鈍時にフェライト粒径が粗大化するため、高降伏比が得られず、さらに引張強さも小さくなる。したがって巻取温度は５００〜７００℃とする。下限について好ましい巻取温度は５５０℃以上とする。上限について好ましい巻取温度は６５０℃以下とする。
【００７０】
冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。冷間圧延の圧延率は７５％以下とする。好ましくは３０〜７５％である。圧延率が７５％を超えると炭化物の平均粒子径が粗大になり所望の曲げ性が得られないため７５％以下が必要である。圧延率が３０％以上であれば焼鈍時にフェライトを完全に再結晶させることで、優れた曲げ性が得られるため好ましい。
【００７１】
焼鈍は、連続焼鈍炉を用いて、均熱温度まで昇温後、冷却する工程からなる。本発明における焼鈍工程とは、冷間圧延工程で得られる冷延鋼板を、連続焼鈍炉で、昇温時における６５０〜７５０℃の温度域で滞留時間：１５秒以上で滞留し、該滞留後に均熱温度：７６０〜８８０℃、均熱時間；１２０秒以下の条件で均熱し、該均熱後４００〜５００℃の温度域の滞留時間が１００秒以下の条件で冷却する工程である。
【００７２】
昇温時における６５０〜７５０℃の温度域で滞留時間：１５秒以上
昇温時の６５０〜７５０℃における滞留時間は焼鈍後のフェライト平均結晶粒径を１５．０μｍ以下に制御するために重要な製造条件である。昇温時の６５０〜７５０℃における滞留時間が１５秒未満では昇温中にフェライトの再結晶が完了しないため、比較的高温な均熱滞留時に再結晶が進行してフェライト平均結晶粒径が粗大化する。よって昇温時の６５０〜７５０℃における滞留時間は１５秒以上とする。好ましくは昇温時の６５０〜７５０℃における滞留時間は２０秒以上とする。なお、滞留時間の上限は特に限定されないが、滞留時間が長くなりすぎるとＴｉ炭化物やＶ炭化物の粗大化を招くので、滞留時間は３００秒以下が好ましい。
【００７３】
均熱温度：７６０〜８８０℃、均熱時間：１２０秒以下
均熱温度および均熱時間はフェライト平均結晶粒径を制御する上で重要な条件である。均熱温度が７６０℃未満ではフェライトの再結晶が不十分となり曲げ性が劣化する。均熱温度が８８０℃を超えるとフェライト平均結晶粒径が粗大化して本発明が目的とする降伏比が得られず、引張強さも小さくなる。このため均熱温度は７６０〜８８０℃とする。また均熱時間が１２０秒を超えると、フェライト平均結晶粒径が粗大化するため本発明が目的とする引張強さと高降伏比が得られない。このため均熱時間は１２０秒以下とする。好ましくは６０秒以下とする。なお、均熱時間の下限は特に限定されないが、曲げ性の観点からフェライトを完全に再結晶させることが好ましいため均熱時間は３０秒以上が好ましい。
【００７４】
昇温および均熱時の加熱方式は特に限定されるものではなく、ラジアントチューブ方式や直火加熱方式などで行うことができる。
【００７５】
均熱後の冷却における冷却条件は、４００〜５００℃の温度域の滞留時間が１００秒以下である。滞留時間が１００秒以下であることは炭化物の平均粒子径を５０ｎｍ以下にするために必要である。なお滞留時間の下限は特に限定されないが、極端に短くするとフェライト中の固溶Ｃが増加して耐時効特性が劣化したり、冷却設備への過度な投資が必要になるため５秒以上が好ましい。より好ましくは１０秒以上である。ここで、「４００〜５００℃の温度域の滞留時間」とは、冷却中の鋼板が４００〜５００℃の温度になっている時間の合計を意味し、冷却停止温度が４００℃以上であれば、冷却停止温度から５００℃になっている時間の合計を意味する。また、この温度域での滞留は過時効処理に相当する。なお、その他の冷却条件は特に限定されないが、冷却停止温度が４００〜５００℃、平均冷却速度３０℃／ｓ以下の条件が挙げられる。
【００７６】
上記のようにして得られた高強度鋼板の表面にめっきを施すことができる。めっきは亜鉛めっきが好ましく、本発明の高強度鋼板に亜鉛めっきを施すことで、高強度鋼板上に亜鉛めっき層が形成される。亜鉛めっき（電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき等）の中でも、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっきが好適である。
【００７７】
高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを施すことで形成される溶融亜鉛めっき層に対して合金化処理を施すことにより、合金化溶融亜鉛めっき層が形成される。合金化処理を施す場合、保持温度が４５０℃未満では十分に合金化が進まずめっき密着性や耐食性が劣化する場合がある。また、保持温度が５６０℃を超えると合金化が過度に進行してプレス時にパウダリングなどの問題が発生する場合がある。このため保持温度は４５０〜５６０℃とするのが好ましい。また、保持時間が５秒未満では十分に合金化が進まずめっき密着性や耐食性が劣化する場合があるため、保持時間は５秒以上とすることが好ましい。
【００７８】
その後、必要に応じて伸長率０．１〜５．０％の調質圧延を施してもよい。
【００７９】
以上により、本発明の目的とする高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板に対して、化成処理、有機系皮膜処理等の表面処理、塗装を施しても本発明の目的とする特性を損なうことはない。
【実施例】
【００８０】
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。【００８１】
表１に示す成分組成を有する鋼Ａ〜Ｏの鋼スラブを１２５０℃で１時間均熱後、仕上板厚３．２ｍｍ、Ａｒ３点以上である仕上圧延温度９００℃の条件で圧延後、表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取温度で巻取った。製造した熱延鋼板を酸洗後、仕上板厚１．４ｍｍの冷間圧延を施して冷延鋼板とし、表２に示す条件の焼鈍を施してＮｏ．１〜３１の高強度鋼板を製造した。なお、焼鈍における冷却の冷却条件は、冷却停止温度が４８０℃、平均冷却速度２０℃／ｓ以下、４００〜５００℃の温度域（５００℃〜冷却停止温度の温度域）での滞留時間３０秒とした。焼鈍は、めっきを施さない場合はＣＡＬを用いて行った。また、めっきを施す場合はＣＧＬを用いて、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した。めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする場合は、５１０℃で１０秒保持する合金化処理を施した。【００８２】
得られた高強度鋼板に対し、鋼組織観察と引張試験を行った。【００８３】
鋼組織の面積率は、各組織の面積率は圧延幅方向に垂直な断面の鋼板表面側から板厚方向に１／４位置を中心とする板厚１／８〜３／８の範囲をＳＥＭで観察し、ＡＳＴＭ  Ｅ  ５６２−０５に記載のポイントカウント法により求めた。フェライトの平均結晶粒径は、上記板厚１／４位置を中心とする板厚１／８〜３／８の範囲をＳＥＭで観察し、観察面積と結晶粒数から円相当径を算出することで求めた。炭化物（Ｔｉ炭化物、Ｖ炭化物）の平均粒子径はＴＥＭ観察を行い、画像処理により円相当径を求めた。Ｔｉ炭化物とＶ炭化物の合計体積率は抽出残渣法により求めた。観察はいずれも各１０視野で行い、その平均を算出した。なお、結果は表２に示し、表２のαがフェライト、Ｐがパーライト、Ｍがマルテンサイト、θがセメンタイトを意味し、α粒径がフェライト平均結晶粒径を意味し、Ｍ（Ｃ、Ｎ）粒子径が炭化物の平均粒子径、Ｍ（Ｃ、Ｎ）体積率がＴｉ炭化物とＶ炭化物の析出量の合計を意味する。また、上記Ｍ（Ｃ、Ｎ）におけるＭは、Ｔｉ又はＶを意味する。【００８４】
引張強さ（ＴＳ）および降伏比（ＹＲ）は、引張方向が圧延方向と垂直になるよう採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した引張試験により求めた。また、曲げ試験は、試験片を曲げ稜線が圧延方向と平行となる向きに採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に準拠して行った。なお、３３０ＭＰａ〜５００ＭＰａ未満の引張強さ、０．７０以上の降伏比、密着曲げをＮ＝３で、行い割れが発生しないことを良好と評価した。【００８５】
【表１】
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【００８６】
【表２】
2017029815.tif 000003
【００８７】
表２に鋼組織の観察結果、引張試験結果および曲げ試験結果を示す。
Ｎｏ．１〜３、６、８、９、１４〜１６、１８、１９、２２、２４、２５、２８は本発明の要件をすべて満たしているため、本発明が目的とする高降伏比で曲げ性に優れた高強度鋼板が得られている。
一方、Ｎｏ．４、５、７、１０〜１３、１７、２０、２１、２３、２６、２７、２９、３０〜３１は成分組成もしくは製造条件が本発明の範囲外であり、所望の鋼組織が得られていないため本発明が目的とする高強度鋼板が得られていない。
【産業上の利用可能性】
【００８８】
本発明の高強度鋼板は、自動車内板部品などを中心に、高降伏比と引張特性の等方性が要求される分野に好適である。
【国際調査報告】
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