(57)【要約】  所定の組成とし、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*を0.010〜0.100質量％とし、また、Fe析出物中におけるFe量を0.03〜0.50質量％とし、さらに、圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％のフェライト粒の平均粒径を、(4000/TS)2μm以下（TSは引張強度（MPa））とする。
2017006563.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C：0.05〜0.20％、Si：0.6〜1.5％、Mn：1.3〜3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下およびN：0.010％以下を含有するとともに、Ti：0.01〜1.00％、Nb：0.01〜1.00％およびV：0.01〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
下記式(1)で規定する、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*が0.010〜0.100質量％であり、
また、Fe析出物中のFe量が0.03〜0.50質量％であり、
さらに、圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％のフェライト粒の平均粒径が(4000/TS)2μm以下（TSは引張強度（MPa））である、高強度薄鋼板。
記
C*=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51）×12・・・(1)
ここで、[Ti]、[Nb]および[V]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、NbおよびV析出物中のTi、NbおよびV量である。
【請求項２】
前記組成として、さらに質量％で、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％およびW：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、
下記式(2)で規定する、粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**が0.010〜0.100質量％である、請求項１に記載の高強度薄鋼板。
記
C**=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184）×12・・・(2)
ここで、[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]および[W]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物中のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW量である。
【請求項３】
前記組成として、さらに質量％で、Cr：0.01〜1.00％、Ni：0.01〜1.00％およびCu：0.01〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の高強度薄鋼板。
【請求項４】
前記組成として、さらに質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
【請求項５】
前記組成として、さらに質量％で、Ca：0.0005〜0.0100％およびREM：0.0005〜0.0100％のうちから選ばれた１種または２種を含有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板を製造するための方法であって、
請求項１〜５のいずれか一項に記載の組成を有する鋼スラブに、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、該仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る工程を有し、
前記仕上げ圧延における下記式(3)で規定する累積歪Rtを1.3以上、仕上げ圧延温度を820℃以上930℃未満とし、
前記仕上げ圧延終了後、前記仕上げ圧延温度から徐冷開始温度までの平均冷却速度を30℃/ｓ以上として冷却し、ついで750〜600℃の温度で徐冷を開始し、該徐冷における平均冷却速度を10℃/s未満、冷却時間を1〜10sとし、該徐冷終了後、350℃以上530℃未満の巻き取り温度まで平均冷却速度：10℃/s以上で冷却する、高強度薄鋼板の製造方法。
記
【数３】
2017006563.tif 000008
ここで、Rnは、仕上げ圧延をm個のスタンドで行う場合に、上流側からnスタンド目で蓄積される蓄積歪であり、次式のように定義する。
Rn＝−ln〔1−0.01×rn×[1−0.01×exp{−(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1−0.1×[C]}]〕
式中、rnは上流側からnスタンド目の圧下率（％）、Tnは上流側からnスタンド目の入側温度（℃）、[C]は鋼中のCの含有量（質量％）である。また、nは1〜mまでの整数である。
ただし、exp{−(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1−0.1×[C]}が100を超える場合、この値は100とする。
【請求項７】
前記熱間圧延工程後に、さらに0.1〜3.0％の板厚減少率で加工を行う、請求項６に記載の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、自動車のロアアームやフレーム等の足回り部材、ピラーやメンバー等の骨格部材とそれらの補強部材、ドアインパクトビーム、シート部材、さらには自動販売機、デスク、家電・OA機器、建材などに使用される構造用部材などの用途に好適な打ち抜き性と靭性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境に対する関心の高まりを受けて、鋼板製造の際にCO2排出量が大きくなる厚肉の鋼板の使用量を削減するなどの要望が大きくなっている。また、自動車分野では、自動車車体を軽量化することで燃費を向上させるとともに、排ガス量を低減させるなどの要望も大きくなっている。このようなことから、鋼板の高強度化と薄肉化が進められている。【０００３】
一般に高強度鋼板では打ち抜き性や靭性が低下するため、プレスによる打ち抜き加工により成形される部品や靭性が必要とされる部品、特にこれら両方に該当する部品に用いることができる高強度薄鋼板の開発が望まれている。【０００４】
例えば、打ち抜き性に優れた鋼板として、特許文献１には、「質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．２００％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．２５〜３％を含有し、Ｐ：０．０５％以下に制限し、更に、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％のうちの何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライトの大角結晶粒界のＣの偏析量が４〜１０ａｔｍｓ／ｎｍ２であることを特徴とする打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板」が開示されている。【０００５】
また、靭性に優れた鋼板として、特許文献２には、「質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．０９％、Ｔｉ：０．０２〜０．０７％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、２．０≦Ｍｎ＋８［％Ｔｉ］＋１２［％Ｎｂ］≦２．６であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライトの面積分率が５％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率が０．５％以下、残部がフェライトおよびベイナイトの１種または２種である金属組織からなり、フェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、ＴｉおよびＮｂを含有する非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であり、降伏比が０．８５以上、最大引張強度が６００ＭＰａ以上であることを特徴とする低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板」が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開2008−261029号公報
【特許文献２】国際公開2013/022043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に記載の鋼板では、析出物の粒径など、優れた靭性を得るために必要な条件が考慮されておらず、打ち抜き性と靭性を両立できないという問題があった。【０００８】
一方、特許文献２に記載の鋼板では、優れた打ち抜き性を得るために必要な条件が考慮されておらず、やはり打ち抜き性と靭性を両立できないという問題があった。【０００９】
本発明は、上記の問題を解決するため開発されたものであって、打ち抜き性と靭性とを兼備した高強度薄鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
なお、本発明でいう高強度薄鋼板は、板厚1〜4mmの鋼板を対象とするものである。また、本発明でいう高強度薄鋼板には、熱延鋼板の他に、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきなどの表面処理を施した鋼板も含むものとする。さらに、これらの鋼板に化成処理などにより皮膜を形成した鋼板も含むものとする。ただし、前記めっきや前記皮膜の厚みは、板厚には含まれない。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
（１）所定の組成にするとともに、粒径20nm未満の微細なTi、NbおよびV析出物などと、セメンタイトなどのFe析出物とを同時に適正量析出させることで、打ち抜き性を大幅に向上させることができる。
このメカニズムについて、発明者らは次のように考えている。すなわち、Fe析出物を析出させることにより、これらのFe析出物が打ち抜き加工時の亀裂の起点となる。またTi、NbおよびVなどの微細な析出物は、上記した亀裂の伝播を促進する。このため、これらのFe析出物とTi、NbおよびVなどの微細な析出物とを適正量析出させることで、打ち抜き加工時の端面割れが抑制され、この結果、打ち抜き性が大幅に向上するものと考えている。
なお、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物としては、Ti、NbおよびV（組成によっては、Ti、Nb、V、Mo、TaおよびW）の炭化物、さらにはこれらの複合炭化物、ならびにこれらの炭窒化物や複合炭窒化物が挙げられる。また、Fe析出物としては、セメンタイト（θ炭化物）の他に、ε炭化物が挙げられる。【００１１】
（２）また、靭性には鋼板の圧延方向におけるフェライト粒径が大きく影響しており、特に粒径の大きい上位5％の平均粒径が靭性に大きく影響を与えている。そして、引張強さTS（MPa）に応じて、この粒径の大きい上位5％のフェライトの平均粒径を適正に制御することで、靭性を大幅に向上させることができる。
さらに、上記したTi、NbおよびVなどの微細な析出物が転移の発生源となることで、靭性が一層向上する。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。【００１２】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、C：0.05〜0.20％、Si：0.6〜1.5％、Mn：1.3〜3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下およびN：0.010％以下を含有するとともに、Ti：0.01〜1.00％、Nb：0.01〜1.00％およびV：0.01〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
下記式(1)で規定する、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*が0.010〜0.100質量％であり、
また、Fe析出物中のFe量が0.03〜0.50質量％であり、
さらに、圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％のフェライト粒の平均粒径が(4000/TS)2μm以下（TSは引張強度（MPa））である、高強度薄鋼板。
記
C*=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51）×12・・・(1)
ここで、[Ti]、[Nb]および[V]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、NbおよびV析出物中のTi、NbおよびV量である。【００１３】
２．前記組成として、さらに質量％で、Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％およびW：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、
下記式(2)で規定する、粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**が0.010〜0.100質量％である、前記１に記載の高強度薄鋼板。
記
C**=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184）×12・・・(2)
ここで、[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]および[W]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物中のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW量である。【００１４】
３．前記組成として、さらに質量％で、Cr：0.01〜1.00％、Ni：0.01〜1.00％およびCu：0.01〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載の高強度薄鋼板。【００１５】
４．前記組成として、さらに質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有する、前記１〜３のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。【００１６】
５．前記組成として、さらに質量％で、Ca：0.0005〜0.0100％およびREM：0.0005〜0.0100％のうちから選ばれた１種または２種を含有する、前記１〜４のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。【００１７】
６．前記１〜５のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板を製造するための方法であって、
前記１〜５のいずれか一項に記載の組成を有する鋼スラブに、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、該仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る工程を有し、
前記仕上げ圧延における下記式(3)で規定する累積歪Rtを1.3以上、仕上げ圧延温度を820℃以上930℃未満とし、
前記仕上げ圧延終了後、前記仕上げ圧延温度から徐冷開始温度までの平均冷却速度を30℃/ｓ以上として冷却し、ついで750〜600℃の温度で徐冷を開始し、該徐冷における平均冷却速度を10℃/s未満、冷却時間を1〜10sとし、該徐冷終了後、350℃以上530℃未満の巻き取り温度まで平均冷却速度：10℃/s以上で冷却する、高強度薄鋼板の製造方法。
記
【数１】
2017006563.tif 000003
ここで、Rnは、仕上げ圧延をm個のスタンドで行う場合に、上流側からnスタンド目で蓄積される蓄積歪であり、次式のように定義する。
Rn＝−ln〔1−0.01×rn×[1−0.01×exp{−(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1−0.1×[C]}]〕
式中、rnは上流側からnスタンド目の圧下率（％）、Tnは上流側からnスタンド目の入側温度（℃）、[C]は鋼中のCの含有量（質量％）である。また、nは1〜mまでの整数である。
ただし、exp{−(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1−0.1×[C]}が100を超える場合、この値は100とする。【００１８】
７．前記熱間圧延工程後に、さらに0.1〜3.0％の板厚減少率で加工を行う、前記６に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、自動車用部材や各種構造用部材などの用途に好適な打ち抜き性と靭性に優れた高強度薄鋼板が得られるため、産業上格段の効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】発明例および炭素量換算値C*またはC**が適正範囲外となる比較例について、炭素量換算値C*またはC**と打ち抜き割れ長さ率との関係を示す図である。
【図２】発明例および炭素量換算値C*またはC**が適正範囲外となる比較例について、炭素量換算値C*またはC**とDBTTとの関係を示す図である。
【図３】発明例およびFe析出物中におけるFe量が適正範囲外となる比較例について、Fe析出物中におけるFe量と打ち抜き割れ長さ率との関係を示す図である。
【図４】発明例および圧延方向のフェライト粒径分布における上位5％の平均粒径が適正範囲外となる比較例について、（圧延方向断面のフェライト粒径分布における上位5％の平均粒径）／（4000/TS）2とDBTTとの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明の高強度薄鋼板における成分組成について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
【００２２】
C：0.05〜0.20％
Cは、Ti、NbおよびVなどと微細な炭化物やこれらの複合炭化物、さらにはこれらの炭窒化物や複合炭窒化物（以下、単に析出物ともいう）を形成し、高強度化、打ち抜き性、靭性の向上に寄与する。また、CはFeとセメンタイトを形成し、この点でも打ち抜き性の向上に寄与する。このため、C含有量を0.05％以上とする必要がある。一方、Cはフェライト変態を抑制することから、Cが過剰に含有されると、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の形成が抑制される。また、セメンタイトが過剰に生成して靭性の低下を招く。このため、C含有量を0.20％以下とする必要がある。好ましくは0.15％以下、さらに好ましくは0.12％以下である。
【００２３】
Si：0.6〜1.5％
Siは、鋼板製造時の熱間圧延後の冷却で行う徐冷過程において、フェライト変態を促進するとともに、変態と同時に析出するTi、NbおよびVなどの微細な析出物の形成を促す。また、Siは、成形性を大きく低下させることなく、固溶強化元素として高強度化にも寄与する。これらの効果を得る観点から、Si含有量を0.6％以上とする必要がある。一方、Siが過剰に含有されると、上記のフェライト変態が過度に促進される。これによりTi、NbおよびVなどの析出物が粗大化し、ひいてはこれらの微細な析出物を適正量得ることができなくなる。さらに、靭性が低下するだけでなく、鋼板の表面にSiの酸化物が生成しやすくなり、このため、熱延鋼板では化成処理不良、めっき鋼板では不めっきなどが生じやすくなる。このような観点から、Si含有量を1.5％以下とする必要がある。好ましくは1.2％以下である。
【００２４】
Mn：1.3〜3.0％
Mnは、鋼板製造時の熱間圧延後の冷却において、徐冷開始前にフェライト変態が生じることを抑制し、Ti、NbおよびVなどの析出物の粗大化を抑制する効果がある。また、Mnは、固溶強化により高強度化にも寄与する。さらに、有害な鋼中SをMnSとして無害化する効果も有する。これらの効果を得るためには、Mn含有量を1.3％以上とする必要がある。好ましくは1.5％以上である。一方、Mnが過剰に含有されると、スラブ割れを引き起こす。また、フェライト変態が抑制され、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の形成が抑制される。このため、Mn含有量を3.0％以下とする必要がある。好ましくは2.5％以下、より好ましくは2.0％以下である。
【００２５】
P：0.10％以下
Pは、粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させる。また、P量が多くなると、鋼板製造時の熱間圧延後の冷却において、徐冷開始前のフェライト変態が促進され、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。このため、P含有量を0.10％以下とする必要がある。好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01％以下である。なお、P含有量の下限は特に限定されるものではないが、過度の脱Pはコストの増加を招くため、P含有量の下限は0.003％とすることが好ましい。
【００２６】
S：0.030％以下
Sは、熱間圧延時の延性を低下させることで、熱間割れを誘発し、また表面性状も劣化させる。さらに、Sは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、延性および伸びフランジ性を低下させる。このようなことから、Sは極力低減することが望ましい。このため、S含有量を0.030％以下とする必要がある。好ましくは0.010％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.001％以下である。なお、S含有量の下限は特に限定されるものではないが、過度の脱Sはコストの増加を招くため、S含有量の下限は0.0003％とすることが好ましい。
【００２７】
Al：0.10％以下
Alは0.10％を超えて含有されると、靭性および溶接性を大きく低下させる。また、表面にAl酸化物が生成しやすくなるため、熱延鋼板では化成処理不良、めっき鋼板では不めっきなどが生じやすくなる。このため、Al含有量を0.10％以下とする必要がある。好ましくは0.06％以下である。なお、Al含有量の下限は特に限定されるものではないが、Alキルド鋼として0.01％以上含まれても問題はない。
【００２８】
N：0.010％以下
Nは、Ti、NbおよびVなどと高温で粗大な窒化物を形成するが、これらの窒化物は強度には殆ど寄与しない。このため、N含有量が多くなると、Ti、NbおよびVによる高強度化の効果を低下させ、さらには靭性の低下も招く。また、Nは熱間圧延中にスラブ割れを生じさせるため、表面疵が発生するおそれもある。このため、N含有量を0.010％以下とする必要がある。好ましくは0.005％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.002％以下である。なお、N含有量の下限は特に限定されるものではないが、過度の脱Nはコストの増加を招くため、N含有量の下限は0.0010％とすることが好ましい。
【００２９】
Ti：0.01〜1.00％、Nb：0.01〜1.00％およびV：0.01〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、NbおよびVは、Cと微細な析出物を形成し、高強度化に寄与するとともに、打ち抜き性、靭性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、Ti、NbおよびVのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ0.01％以上含有させる必要がある。好ましくは0.05％以上である。一方、Ti、NbおよびVをそれぞれ1.00％超含有させても、高強度化の効果はあまり大きくならない。また、これらの微細析出物が過剰に析出し、却って靭性および打ち抜き性が低下する。このため、Ti、VおよびNb含有量を、それぞれ1.00％以下とする必要がある。好ましくは0.80％以下である。
【００３０】
以上、基本成分について説明したが、本発明の高強度薄鋼板は、さらなる高強度化や打ち抜き性および靭性の向上を目的として、次の元素を適宜含有することができる。
【００３１】
Mo：0.005〜0.50％、Ta：0.005〜0.50％およびW：0.005〜0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上
Mo、TaおよびWは、Ti、NbおよびVと同様、Cと微細な析出物を形成し、高強度化に寄与するとともに、打ち抜き性、靭性の改善にも寄与する。このため、Mo、TaおよびWを含有させる場合には、Mo、TaおよびW含有量をそれぞれ0.005％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.01％以上である。一方、Mo、TaおよびWをそれぞれ0.50％超含有させても、高強度化の効果はあまり大きくならない。また、これらの微細析出物が過剰に析出し、却って靭性および打ち抜き性が低下する。このため、Mo、TaおよびWを含有させる場合には、Mo、TaおよびW含有量をそれぞれ0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.40％以下である。
【００３２】
Cr：0.01〜1.00％、Ni：0.01〜1.00％およびCu：0.01〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、NiおよびCuは、組織を細粒化することで高強度化と靭性向上に寄与する。このため、Cr、NiおよびCuを含有させる場合には、Cr、NiおよびCu含有量をそれぞれ0.01％以上とすることが好ましい。一方、Cr、NiおよびCuをそれぞれ1.00％超含有させても、上記の効果が飽和してコストの上昇を招く。このため、Cr、NiおよびCuを含有させる場合には、Cr、NiおよびCu含有量をそれぞれ1.00％以下とすることが好ましい。
【００３３】
Sb：0.005〜0.050％
Sbは、熱間圧延時に表面に偏析することから、スラブの窒化を防止して粗大な窒化物の形成を抑制する。このため、Sbを含有させる場合には、Sb含有量を0.005％以上とすることが好ましい。一方、Sbを0.050％超含有させても、上記の効果が飽和してコストの上昇を招く。このため、Sbを含有させる場合には、Sb含有量を0.050％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Ca：0.0005〜0.0100％およびREM：0.0005〜0.0100％のうちから選ばれた１種または２種
CaおよびREMは、硫化物の形態を制御することで延性、伸びフランジ性を向上させる。このため、CaおよびREMを含有させる場合には、Ca含有量およびREM含有量をそれぞれ0.0005％以上とすることが好ましい。一方、CaおよびREMを0.0100％超含有させても、上記の効果が飽和してコストの上昇を招く。このため、CaおよびREMを含有させる場合には、Ca含有量およびREM含有量をそれぞれ0.0100％以下とすることが好ましい。
【００３５】
上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
【００３６】
次に、本発明の高強度薄鋼板における組織の限定理由について説明する。
粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*：0.010〜0.100質量％、または、粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、Ta、およびW析出物の合計の炭素量換算値C**：0.010〜0.100質量％
粒径20nm未満のTi、NbおよびV析出物は、打ち抜き性および靭性の向上に寄与する。このような効果を得るため、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*（以下、単に炭素量換算値C*ともいう）を0.010質量％以上とする必要がある。好ましくは0.015質量％である。
一方、このような析出物が過剰に存在すると、却って当該析出物周りの内部応力により、打ち抜き性および靭性が劣化する。このため、炭素量換算値C*を0.100質量％以下とする必要がある。好ましくは0.080質量％以下、さらに好ましくは0.050質量％以下である。
ここで、C*は、次式(1)により算出される。
C*=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51）×12・・・(1)
ここで、[Ti]、[Nb]および[V]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、NbおよびV析出物中のTi、NbおよびV量である。なお、Ti、NbまたはVが含有されない場合は、[Ti]、[Nb]または[V]はゼロである。
【００３７】
また、本発明の高強度薄鋼板が、Ti、NbおよびVのうちから選ばれた１種または２種以上に加え、MoやTa、Wを含有する場合、次式(2)で規定する、粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**（以下、単に炭素量換算値C**ともいう）を、0.010〜0.100質量％とする。C**の好適な範囲とその理由は、C*と同様である。
C**=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184）×12・・・(2)
ここで、[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]および[W]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物中のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW量である。この時、Ti、Nb、V、Mo、TaまたはWが含有されない場合、[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]または[W]はゼロである。また、C**の計算にあたって、C*の規定を満たすことが前提である。
【００３８】
なお、粒径が20nm以上のTi、NbおよびV析出物などは、打ち抜き性および靭性の向上に殆ど寄与しないので、ここでは、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物などを対象とした。
【００３９】
Fe析出物中のFe量：0.03〜0.50質量％
Fe析出物、特にセメンタイトは、打ち抜き加工時に亀裂の起点となり、打ち抜き性の向上に寄与する。このような効果を得るため、Fe析出物中のFe量を0.03質量％以上とする必要がある。好ましくは0.05質量％以上、より好ましくは0.10質量％以上である。一方、Fe析出物が過剰になると、Fe析出物が脆性破壊の起点となることが懸念される。このため、Fe析出物中のFe量を0.50質量％以下とする必要がある。好ましくは0.40質量％以下、より好ましくは0.30質量％以下である。
【００４０】
圧延方向断面のフェライト粒径分布において、フェライト粒の粒径の大きい上位5％の平均粒径： (4000/TS)2μm以下（TSは引張強さ（MPa））
圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい順番で上位5％のフェライト粒の平均粒径が大きくなると、靭性が大きく低下する。特に、靭性は引張強さTS（MPa）が大きくなるほど低下しやすくなるため、引張強さに応じて粒径を小さくすることが重要である。このため、圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい順番で上位5％の平均粒径（以下、単に上位5％の平均粒径ともいう）を(4000/TS(MPa))2μm以下とする必要がある。ここで、TSは鋼板の引張強さ（MPa）である。また、好ましくは(3500/TS(MPa))2μm以下である。また、TSをMPa単位で表記しているように、上記の(4000/TS)2および(3500/TS)2の算出あたっては、M（＝106）を使用せず、仮数部のみを用いる。例えば、TSが780MPaの場合、TS＝780として、(4000/TS)2および(3500/TS)2の値を算出すればよい。また、上記平均粒径の下限については特に限定されるものではないが、通常、その下限は5.0μmである。
なお、本発明の高強度薄鋼板の好適な引張強さTSは780MPa以上である。
【００４１】
また、本発明の高強度薄鋼板の組織は、フェライトを主体とした組織、具体的には、組織全体に対する面積率で50％以上のフェライトと残部からなる組織とすることが好適である。なお、フェライト以外の組織としては、ベイナイトやマルテンサイトなどが挙げられる。
【００４２】
次に、本発明の高強度薄鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、上記した組成の鋼スラブに、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る工程を有するものであり、
仕上げ圧延における累積歪Rtを1.3以上、仕上げ圧延温度を820℃以上930℃未満とし、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延温度から徐冷開始温度までの平均冷却速度を30℃/ｓ以上として冷却し、ついで750〜600℃の温度で徐冷を開始し、該徐冷における平均冷却速度を10℃/s未満、冷却時間を1〜10ｓとし、該徐冷終了後、350℃以上530℃未満の巻き取り温度まで平均冷却速度：10℃/ｓ以上で冷却するものである。
以下、上記の製造条件の限定理由について説明する。なお、鋼スラブの溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、生産性等の問題から連続鋳造法により鋼スラブとするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法で鋼スラブとしても良い。
【００４３】
仕上げ圧延における累積歪Rt：1.3以上
仕上げ圧延における累積歪Rtを大きくすることで、熱間圧延、冷却、巻取りを経て得られる熱延鋼板のフェライト粒径を小さくすることができる。特に、仕上げ圧延における累積歪を1.3以上とすることで、仕上げ圧延で熱延鋼板に歪を均一に導入することが可能となる。その結果、圧延方向のフェライト粒の粒径のバラツキを小さくして、上位5％のフェライト粒の平均粒径を小さくすることが可能となる。このため、仕上げ圧延における累積歪Rtは1.3以上である必要がある。好ましくは1.5以上である。なお、仕上げ圧延での累積歪Rtの上限は特に限定されるものではないが、累積歪が大きくなり過ぎると、熱間圧延後の冷却時にフェライト変態が過度に促進され、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する場合がある。このため、仕上げ圧延における累積歪Rtは2.2以下であることが好ましい。より好ましくは2.0以下である。
【００４４】
また、仕上げ圧延における累積歪Rtは、次式(3)により規定される。
【数２】
2017006563.tif 000004
ここで、Rnは、仕上げ圧延をm個のスタンドで行う場合に、上流側からnスタンド目で蓄積される蓄積歪であり、Rnを次式のように定義する。
Rn＝−ln〔1−0.01×rn×[1−0.01×exp{−(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1−0.1×[C]}]〕
式中、rnは上流側からnスタンド目の圧下率（％）、Tnは上流側からnスタンド目の入側温度（℃）、[C]は鋼中のCの含有量（質量％）である。また、nは1〜mまでの整数である。なお、mは通常、7である。圧下率rn（％）は、ｎスタンド目の入側板厚をtan、出側板厚をtbnとしたとき、rn=(tan-tbn)/tan×100で表される。
ただし、exp{−(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1−0.1×[C]}が100を超える場合、この値を100とする。
【００４５】
仕上げ圧延温度：820℃以上930℃未満
仕上げ圧延温度が820℃未満の場合、熱間圧延後の冷却において、徐冷開始前にフェライト変態が促進され、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。また、仕上げ圧延温度がフェライト域の場合、歪誘起析出によりTi、NbおよびVなどの析出物がさらに粗大化する。その上、温度低下でフェライト結晶粒が伸展粒となり、伸展粒に沿って亀裂が進展するため打ち抜き性も顕著に劣化してしまう。そのため、仕上げ圧延温度を820℃以上とする必要がある。好ましくは850℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が930℃以上の場合、熱間圧延後の冷却過程でフェライト変態が抑制され、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の生成が抑制される。そのため、仕上げ圧延温度を930℃未満とする必要がある。好ましくは900℃未満である。
なお、ここでいう仕上げ圧延温度とは、仕上げ圧延をm個のスタンドで行う場合、上流側からmスタンド目の出側温度（℃）である。
【００４６】
仕上げ圧延温度から徐冷開始時点までの平均冷却速度：30℃/ｓ以上
仕上げ圧延温度から徐冷開始時点までの平均冷却速度が30℃/ｓ未満の場合、フェライト変態が促進され、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。したがって、仕上げ圧延温度から徐冷開始時点までの平均冷却速度を30℃/s以上とする必要がある。好ましくは50℃/s以上、より好ましくは80℃/s以上である。なお、この平均冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、温度制御の観点から200℃/s程度である。
【００４７】
徐冷開始温度：750〜600℃
徐冷開始温度が750℃を超えると、フェライト変態が高温で起こり、フェライトの結晶粒が粗大化する。また、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。そのため、徐冷開始温度を750℃以下とする必要がある。一方、徐冷開始温度が600℃未満の場合、Ti、NbおよびVなどの析出物が十分に析出しない。そのため、徐冷開始温度を600℃以上とする必要がある。
【００４８】
徐冷時の平均冷却速度：10℃/s未満
徐冷時の平均冷却速度が10℃/s以上の場合、フェライト変態が十分に起こらず、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の析出量が少なくなる。そのため、徐冷時の平均冷速を10℃/s未満とする必要がある。好ましくは6℃/s未満である。なお、徐冷時の平均冷却速度の下限は特に限定されるものではないが、2℃/s程度で十分である。好ましくは4℃/s以上である。
【００４９】
徐冷時の冷却時間：1〜10s
徐冷時の冷却時間が1s未満の場合、フェライト変態が十分に起こらず、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の析出量が少なくなる。そのため、徐冷時の冷却時間を1s以上とする必要がある。好ましくは2s以上、より好ましくは3s以上である。一方、徐冷時の冷却時間が10sを超えると、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。また、フェライトの結晶粒も粗大化する。そのため、徐冷時の冷却時間を10s以下とする必要がある。好ましくは6s以下である。
【００５０】
徐冷終了後、巻き取り温度までの平均冷却速度：10℃/ｓ以上
徐冷終了後、巻き取り温度までの平均冷却速度が10℃/ｓ未満の場合、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。また、フェライトの結晶粒も粗大化する。そのため、徐冷終了後、巻き取り温度までの平均冷却速度を10℃/s以上とする必要がある。好ましくは30℃/s以上、より好ましくは50℃/s以上である。なお、この平均冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、温度制御の観点から100℃/s程度である。
【００５１】
巻き取り温度：350℃以上530℃未満
巻き取り温度が530℃以上の場合、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。また、フェライトの結晶粒も粗大化する。そのため、巻き取り温度を530℃未満とする必要がある。好ましくは480℃未満である。一方、巻き取り温度が350℃未満の場合、FeとCの析出物であるセメンタイトの生成が抑制される。そのため、巻き取り温度を350℃以上とする必要がある。
【００５２】
なお、前記仕上げ圧延温度、徐冷開始温度、巻き取り温度は、いずれも鋼板表面温度である。平均冷却速度も、鋼板表面の温度をもとに規定される。
【００５３】
また、上記の熱間圧延工程後、さらに0.1％以上の板厚減少率で加工を行うことで可動転位を増やし、打ち抜き性をより高めることができる。好ましくは0.3％以上である。ただし、板厚減少率が3.0％を超えると、転位の相互作用で転位が移動しにくくなり、打ち抜き性が低下する。このため、熱間圧延工程後にさらに加工を行う場合には板厚減少率を3.0％以下とすることが好ましい。より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.0％以下である。
なお、上記の加工は、圧延ロールによる圧下でもよいし、鋼板に引張りを加えることでもよい。また、これらを組み合わせて加工を行ってもよい。
【００５４】
また、上記のようにして得た鋼板に、亜鉛めっきや亜鉛とAlの複合めっき、亜鉛とNiの複合めっき、Alめっき、AlとSiの複合めっきなどを施してもよい。さらに、化成処理などにより皮膜を形成してもよい。
【実施例】
【００５５】
表１に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して鋼スラブとした。これらのスラブを加熱して粗圧延を施したのち、表２に示す条件で、仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延終了後、冷却して巻き取り、熱延鋼板とした。なお、仕上げ圧延は7スタンドからなる熱間圧延機により行った。また、一部の鋼板については、さらに室温で圧延ロールによる圧下を施した。【００５６】
【表１】
2017006563.tif 000005
【００５７】
【表２】
2017006563.tif 000006
【００５８】
かくして得られた鋼板から試験片を採取し、次の（i）〜（vi）の評価を行った。
（i）粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*（または粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**）の測定
（ii）Fe析出物中におけるFe量の測定
（iii）圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％のフェライト粒の平均粒径の測定
（iv）引張試験
（v）打ち抜き試験
（vi）靭性の評価
評価結果を表３に示す。なお、評価方法はそれぞれ次のとおりである。【００５９】
（i）粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*（または粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**）の測定
特許第4737278号公報に示すように鋼板から採取した試験片を陽極として10％AA系電解液（10体積％アセチルアセトン−1質量％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール電解液）中で定電流電解を行い、この試験片を一定量溶解した後、孔径20nmのフィルターを用いて電解液を濾過した。ついで、得られた濾液中のTi、NbおよびV量、さらにはMo、TaおよびW量を、ICP発光分光分析法により分析して求め、これらの値から上掲式(1)（または上掲式(2)）により、炭素量換算値C*（または炭素量換算値C**）を求めた。【００６０】
（ii）Fe析出物中におけるFe量の測定
鋼板から採取した試験片を陽極として10％AA系電解液中で定電流電解を行い、この試験片の一定量溶解した。その後、電解によって得られた抽出残渣を孔径0.2μmのフィルターを用いて濾過し、Fe析出物を回収した。ついで、得られたFe析出物を混酸で溶解した後、ICP発光分光分析法によってFeを定量し、その測定値からFe析出物中のFe量を算出した。
なお、Fe析出物は凝集しているため、孔径0.2μmのフィルターを用いて濾過を行うことで、粒径0.2μm未満のFe析出物も回収することが可能である。【００６１】
（iii）圧延方向のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％の平均粒径の測定
圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚1/4位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置）を中心として100×100μmの範囲を、ステップサイズ：0.1μmの条件で３箇所、EBSD（電子線後方散乱回折法）測定を行い、方位差：15°以上を粒界として圧延方向のフェライト粒径分布を求めた。
ここで、上記のようにして得た鋼板はいずれも、フェライトを主体とする組織（フェライトが面積率で50％以上）を有していた。なお、フェライトの面積率は、圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚1/4位置について、SEM（走査電子顕微鏡）を用いて3000倍の倍率で３視野観察し、得られた組織画像における構成相の面積率を３視野分算出し、それらの値を平均することにより求めることができる。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）を呈している。【００６２】
また、圧延方向断面のフェライト粒径分布は、いわゆる切片法により求めた。すなわち、EBSD測定における測定箇所ごとに圧延方向と平行に等間隔で9本の線を引き、圧延方向における各フェライト粒の切片長さを測定する。そして、測定した切片長さの平均値を、圧延方向におけるフェライト粒の平均粒径とした。また、粒径の大きいものから順番に、上位5％までのフェライト粒の粒径の平均値を、粒径の大きい上位5％の平均粒径とした。なお、粒径の大きい上位5％のフェライト粒を選定するにあたっては、粒径：0.1μm未満のフェライト粒を除外した。また、ここでは、フェライト粒径分布を求めるにあたり、200個以上のフェライト粒の粒径を測定した。【００６３】
（vi）引張試験
引張試験は、圧延直角方向を長手方向としてJIS5号引張試験片を切り出し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、降伏強度（YP）、引張強さ（TS）、全伸び（El）を評価した。【００６４】
（v）打ち抜き試験
打ち抜き性は、直径10mmの穴をクリアランス20％で3回ずつ打ち抜き、打ち抜き端面を全周観察して割れが発生している部分の周長率の平均値（以下、打ち抜き割れ長さ率ともいう）を求めた。この打ち抜き割れ長さ率が10％以下の場合、打ち抜き性に優れていると言える。【００６５】
（iv）靭性の評価
板厚を元厚のままとした（すなわち、表３に記載の板厚とした）以外はJIS Z 2242に準拠し、シャルピー衝撃試験により延性-脆性遷移温度（DBTT）を求めた。ここで、Vノッチ試験片は、長手方向が圧延直角方向になるように作成した。この延性-脆性遷移温度（DBTT）が-40℃以下の場合、靭性に優れていると言える。【００６６】
【表３】
2017006563.tif 000007
【００６７】
表３より、発明例ではいずれも、引張強さ（TS）：780MPa以上の高強度を有し、優れた打ち抜きと靭性を兼備する高強度薄鋼板が得られていることがわかる。【００６８】
また、図１および図２に、発明例および炭素量換算値C*またはC**が適正範囲外となる比較例について、炭素量換算値C*またはC**とDBTTとの関係、および炭素量換算値C*またはC**と打ち抜き割れ長さ率との関係をそれぞれ示す。
図１および図２より、炭素量換算値C*またはC**を0.010〜0.100質量％の範囲とした場合には、DBTTが−40℃以下で、かつ打ち抜き割れ長さ率が10％以下となることがわかる。【００６９】
さらに、図３に、発明例およびFe析出物中におけるFe量が適正範囲外となる比較例について、Fe析出物中におけるFe量と打ち抜き割れ長さ率との関係を示す。
図３より、Fe析出物中におけるFe量を0.03〜0.50質量％の範囲に制御することで、打ち抜き割れ長さ率が10％以下となることがわかる。【００７０】
また、図４に、発明例および圧延方向断面のフェライト粒径分布における上位5％のフェライト粒の平均粒径が適正範囲外となる比較例について、（圧延方向のフェライト粒径分布における上位5％の平均粒径）／（4000/TS）2とDBTTとの関係を示す。
図４より、（圧延方向断面のフェライト粒径分布における上位5％のフェライト粒の平均粒径）／（4000/TS）2が1.0以下、つまり、圧延方向断面のフェライト粒径分布における上位5％のフェライト粒の平均粒径が、引張強さTS（MPa）との関係で(4000/TS)2μm以下となる場合、DBTTが−40℃以下となることがわかる。
【図１】
2017006563.tif 000009
【図２】
2017006563.tif 000010
【図３】
2017006563.tif 000011
【図４】
2017006563.tif 000012
【国際調査報告】
2017006563.tif 000013
2017006563.tif 000014
2017006563.tif 000015