(57)【要約】  高降伏比で優れた伸びフランジ性と耐二次加工脆性を兼ね備えた高強度鋼板を得る。  質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１０％未満、Ｓｉ：０．３％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、Ｎｂ：０．００３％〜０．０７０％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率でフェライト：９０％以上、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの合計：０〜１０％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、前記フェライトの平均アスペクト比が１．２以上である鋼組織と、を有し、引張強さが５００ＭＰａ以下である化成処理性に優れた高強度鋼板とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．３％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、Ｎｂ：０．００３％以上０．０７０％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
（ｉ）面積率でフェライト：９０％以上、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの合計：０〜１０％からなり、（ｉｉ）前記フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、（ｉｉｉ）前記フェライトの平均アスペクト比が１．２以上である鋼組織を有し、
引張強さが５００ＭＰａ以下であることを特徴とする化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５％未満、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
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ことを特徴とする請求項３に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
表面に電気亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
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、
冷間圧延鋼板を箱焼鈍炉で焼鈍するにあたり、
炉内雰囲気中の水素濃度を５〜１００ｖｏｌ％とし、
５５０℃までを１２０℃／ｈ以下で昇温し、
５５０〜７５０℃の温度域で均熱することを特徴とする化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記焼鈍後に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項６に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記溶融亜鉛めっきを施した後、溶融亜鉛めっきに合金化処理を施すことを特徴とする請求項７に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記焼鈍後に、電気亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項６に記載の化成処理性に優れた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】
自動車では、５９０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板の使用が拡大する一方、引張強さが４００ＭＰａクラスの鋼板もいまだ多く使用されている。【０００３】
この４００ＭＰａクラスの鋼板は、自動車部品への成形時に複雑な形状に加工されるため、優れた伸びフランジ性を有することが求められる。また、この強度クラスでは引張強さと伸びフランジ性は相反するので、優れた成形性を得るために引張強さは５００ＭＰａ以下であることが好ましい。一方で、部品強度を確保する観点からは降伏強さが高いことが好ましく、具体的には降伏強さと引張強さの比である降伏比が０．７以上であることが好ましい。さらに自動車部品では塗装の前処理として鋼板表面にリン酸化合物を析出させる化成処理が施されるので優れた化成処理性が必要である。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。【０００４】
特許文献１には、Ｎｂ、Ｔｉを添加し、かつＴｉ量が原子数比でＮを超えるよう添加し、主相のポリゴナルフェライト、ベイナイトの一方または双方の合計面積率が９８％以上である穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板とその製造方法が開示されている。【０００５】
特許文献２には、Ｎｂ、Ｔｉの一方又は双方を合計で０．０４質量％以上添加し、鋼組織として面積率で２０〜５０％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。【０００６】
特許文献３には、質量％で、Ｃｒ含有量が０．３％以上であり、且つ、鋼中Ｎ量から算出される耐常温時効性確保に必要な量のＣｒを含有し、フェライトが主相であって、フェライト粒径が２５μｍ以下である、塗装焼付硬化性能と耐常温時効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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第５０３７４１５号公報
【特許文献２】特許第４９９５１０９号公報
【特許文献３】特開２００７−３１７７１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
高降伏比で伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を得るためにはＮｂ、Ｔｉ、Ｖ炭化物による粒子分散強化の活用が有効である。一方、このような高強度鋼板ではプレス成形時に蓄積されるひずみによって鋼板が脆化し、プレス金型の抜き時や成形品の運搬時に割れが発生する二次加工脆性が問題になる場合がある。【０００９】
特許文献１に記載の技術では、熱延鋼板に冷間圧延を施していないので、本発明において重要な要件である微細なフェライトの平均結晶粒径が得られないと考えられる。このためＮｂやＴｉの添加により高降伏比と優れた伸びフランジ性を実現したとしても、耐二次加工脆性も兼ね備えた高強度鋼板は得られない。【００１０】
特許文献２に記載の技術では、連続焼鈍ラインで焼鈍を施しているため昇温時の加熱速度が適正に制御されておらず、均熱温度も８００℃以上であるため、高降伏比で優れた伸びフランジ性と耐二次加工脆性を兼ね備えた高強度鋼板は得られない。【００１１】
特許文献３に記載の技術では、工業生産上鋼中に含まれるＮ量を鑑みると、実質、０．４％以上のＣｒ含有が必要である。このような鋼で優れた化成処理性を担保するには焼鈍時にＣｒ酸化物などが表面に生成しないよう焼鈍時の雰囲気を制御する必要がある。しかし、特許文献３では化成処理性について何ら考慮されておらず、鋼板表層に酸化物量が多量に生成すると考えられる。このため、特許文献３では、化成処理性に優れた高強度鋼板は得られない。また、特許文献３は連続焼鈍ラインで製造するための技術であり、箱焼鈍では同様の効果は得られないと考えられる。【００１２】
本発明は、このような事情を鑑みて上記問題を解決するためになされたものであり、その目的は、高降伏比で伸びフランジ性、耐二次加工脆性および化成処理性に優れた高強度鋼板を得ることである。【００１３】
また、箱焼鈍炉は連続焼鈍炉と比較して設備設置コストが低いという利点を有する。本発明は、上記の優れた特性を有する高強度鋼板を、箱焼鈍炉で製造することも目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
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、フェライトの円相当径により規定される平均粒径を一定以下に微細化し、さらに圧延幅方向（圧延直角方向）に垂直な断面においてフェライト粒の圧延方向の結晶粒長さに比べて板厚方向の結晶粒長さを小さく、すなわちアスペクト比を大きくすることが重要であることを見出し、所望の鋼組織とするためには、所定の成分組成にするとともに、焼鈍時の昇温速度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。【００１５】
さらに、本発明が目的とする優れた化成処理性を確保するには、箱焼鈍時の雰囲気中の水素濃度を５ｖｏｌ％以上にすることが重要であることを知見した。【００１６】
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。【００１７】
［１］質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．３％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、Ｎｂ：０．００３％以上０．０７０％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
（ｉ）面積率でフェライト：９０％以上、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの合計：０〜１０％からなり、（ｉｉ）前記フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、（ｉｉｉ）前記フェライトの平均アスペクト比が１．２以上である鋼組織を有し、
引張強さが５００ＭＰａ以下であることを特徴とする化成処理性に優れた高強度鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５％未満、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。【００１８】
［３］表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする［１］または［２］に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。【００１９】
［４］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ことを特徴とする［３］に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。【００２０】
［５］表面に電気亜鉛めっき層を有することを特徴とする［１］または［２］に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。【００２１】
［６］［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、冷間圧延鋼板を箱焼鈍炉で焼鈍するにあたり、
炉内雰囲気中の水素濃度を５〜１００ｖｏｌ％とし、
５５０℃までを１２０℃／ｈ以下で昇温し、
５５０〜７５０℃の温度域で均熱する
ことを特徴とする化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。【００２２】
［７］前記焼鈍後に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする［６］に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。【００２３】
［８］前記溶融亜鉛めっきを施した後、溶融亜鉛めっきに合金化処理を施すことを特徴とする［７］に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。【００２４】
［９］前記焼鈍後に、電気亜鉛めっきを施すことを特徴とする［６］に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、成分組成、焼鈍時の昇温速度および均熱温度を適正に制御することにより本発明が目的とする鋼組織が得られるため、自動車部材用途として好適な、高降伏比であって、伸びフランジ性、耐二次加工脆性および化成処理性に優れた高強度鋼板が得られる。【００２６】
本発明の高強度鋼板を自動車部品の素材として用いれば、自動車の更なる軽量化が可能になる。本発明の利用価値は、自動車、鉄鋼業界において極めて大きい。【００２７】
また、高強度とは、引張強さが３００ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下であり、高降伏比とは降伏比が０．７０以上であり、優れた伸びフランジ性とは穴広げ率が１００％以上であり、優れた耐二次加工脆性とは脆性遷移温度が−６０℃以下であり、化成処理性に優れるとはリン酸化合物が生成していない微小領域（スケ）が面積率で５％以下である。【００２８】
上記の通り、本発明の鋼板は優れた自動車用部品になる。自動車用部品の素材である鋼板の厚みは、通常、０．５〜２．０ｍｍである。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】鋼板の二次加工脆性の指標である遷移温度の測定方法を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
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。
【００３１】
本発明者らは、高降伏比で優れた伸びフランジ性と耐二次加工脆性を有する高強度鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、成分組成においてＮｂ含有量を質量％で０．００３％以上０．０７０％未満とし、鋼組織の主相をフェライトとし、圧延幅方向に垂直な断面において、該フェライトの平均粒径が１５．０μｍ以下、フェライト粒の圧延方向の平均結晶粒長さと板厚方向の平均結晶粒長さの比で表される平均アスペクト比が１．２以上となるよう制御することで、高降伏比で優れた伸びフランジ性と耐二次加工脆性を有する高強度鋼板が得られることを明らかにした。
【００３２】
また、フェライトを主体とする上記鋼組織を得るための製造条件を鋭意検討した結果、焼鈍時の５５０℃までの昇温速度を１２０℃／ｈ以下とし、５５０〜７５０℃で均熱保持することが重要であることを明らかにした。これは、焼鈍での昇温速度を遅くすることでフェライトの再結晶が比較的低温で起こるようになるため再結晶の核生成が微細になり、また、均熱温度を比較的低温にすることでＮｂＣのピン止め効果によりフェライト粒の粒成長方向に異方性が生じるためと考えられる。
【００３３】
また、本発明が目的とする優れた化成処理性を確保するには、箱焼鈍時の雰囲気中の水素濃度を５ｖｏｌ％以上にすることが重要であることを知見した。これは、鋼板表面にＦｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどの酸化物が生成していると化成処理時にリン酸化合物が生成していない微小領域（以降、スケと呼ぶことがある）が形成され化成処理性が劣化するが、炉内を酸化しにくい雰囲気にすることで鋼板表面の酸化物を低減できたためと考えられる。
【００３４】
なお、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た。伸びフランジ性の指標である穴広げ率は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６に記載の穴広げ試験により求めた。耐二次加工脆性の指標である脆化遷移温度は、図１に示すように、絞り比１．８で深絞り成形した直径５０ｍｍ、高さ３５ｍｍの円筒深絞り成形材を用いて、縦割れ破壊しない最低温度(遷移温度)を測定し、寒冷地での使用に適用できる温度として、−６０℃以下の場合に特性良好と判定した。
【００３５】
また、化成処理性の評価は、まず日本パーカライジング（株）製の脱脂液ファインクリーナー２０００系（登録商標）を用いてスプレー方式にて処理温度４０℃、処理時間１２０秒の条件で脱脂したのち、水洗し、日本パーカライジング（株）製の表面調整液プレパレンＸ（登録商標）で２０ｓ、２５℃の条件で表面調整を行い、４０℃の化成処理液（ＰＢ−ＳＸ３５（登録商標））に１２０ｓの浸漬をした後、水洗し、温風乾燥する化成処理を行った。次に、化成処理後の供試材を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で倍率５００倍で無作為に５視野を観察し、ＡＳＴＭ  Ｅ  ５６２−０５に記載のポイントカウント法により化成処理皮膜のスケ面積率を測定し、スケ面積率が５％以下のものを化成処理性が良好と判定した。
【００３６】
以上の知見に基づき完成された本発明の高強度鋼板は、自動車内板に適用する際に求められる、高降伏比であって、優れた伸びフランジ性、耐二次加工脆性および化成処理性を有する。
【００３７】
＜高強度鋼板＞
本発明の高強度鋼板は、特定の成分組成と特定の鋼組織を有する。先ず、成分組成、鋼組織の順で説明する。
【００３８】
本発明の高強度鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．３％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、Ｎｂ：０．００３％以上０．０７０％未満を含有する。本明細書において成分の含有量を意味する「質量％」を「％」と記載する。
【００３９】
Ｃ：０．０２％以上０．１０％未満
ＣがＮｂと結合してＮｂＣが析出することで降伏強さと引張強さが増加する。Ｃ含有量が０．０２％未満ではＮｂＣの析出量が不足するため所望の降伏比や引張強さが得られない。Ｃ含有量が０．１０％以上になるとセメンタイトが粗大化したり、パーライトやマルテンサイトが過度に生成したりするため降伏比や伸びフランジ性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０２％以上０．１０％未満とする。下限について好ましいＣ含有量は０．０２以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．０６％以下である。
【００４０】
Ｓｉ：０．３％未満
Ｓｉは、一般的に、フェライトを固溶強化すること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が、Ｓｉはフェライト粒内のＣを粒界に追い出す効果があるため、Ｓｉの含有により粒界に粗大なセメンタイトが形成して伸びフランジ性が劣化する。さらに、Ｓｉは焼鈍時に鋼板表層に酸化物を形成して化成処理性の劣化を招く。このためＳｉ含有量はできるだけ低減することが好ましく、上限は０．３％未満とする。好ましくは０．１％未満とする。一方、Ｓｉ含有量を０．００１％未満とするためには多額の設備投資と長時間の精錬処理が必要となるため下限について好ましいＳｉ含有量は０．００１％以上である。
【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。また、Ｍｎはセメンタイトに固溶しやすく、固溶することでセメンタイトの粗大化を抑制するため優れた伸びフランジ性を得るのにも有効である。しかしながら、Ｍｎ含有量が１．０％以上になると、Ｍｎ偏析部に局所的にマルテンサイトが生成するため伸びフランジ性が劣化する。また、化成処理性の観点では、Ｍｎ酸化物は酸可溶性のため、焼鈍時に鋼板表層に酸化物を形成していても化成処理を施すときに鋼板表層から除去される。このため化成処理性に悪影響を及ぼさない場合が多い。しかし、Ｍｎ酸化物が過度に生成すると表層から完全に除去しきれず化成処理性の劣化を招く場合があるため、Ｍｎ添加量は少ないほうが好ましい。このためＭｎ含有量は１．０％未満とする。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はフェライト粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。またＰはバンド状に偏析するため伸びフランジ性も劣化させる。このためＰ含有量はできるだけ低減することが好ましく、上限は０．１０％とする。好ましくは０．０４％以下とする。さらに好ましくは０．０３％以下である。なお、Ｐは無添加が好ましいが、製造コストの観点からは０．００１％以上が好ましい。
【００４３】
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは積極的に添加しなくても不純物として不可避的に含まれる場合がある元素である。ＭｎＳなどの介在物の形成により伸びフランジ性が低下するので、Ｓ含有量はできるだけ低減することが好ましい。そこで、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、Ｓは無添加が好ましいが、製造コストの観点からは０．０００１％以上が好ましい。
【００４４】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは精錬工程で脱酸および固溶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。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１０％を超えるとＡｌＮが粗大に析出して亀裂の起点となるため伸びフランジ性が低下する。また、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、焼鈍時に鋼板表層に酸化物が形成して化成処理性が劣化する。したがってＡｌ含有量は０．０１〜０．１０％とする。上限について好ましいＡｌ含有量は０．０７％以下とする。さらに好ましくは０．０６％以下とする。
【００４５】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは溶銑の精錬工程までに不可避的に含有される元素であり、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると鋳造時にＮｂ炭窒化物として析出後、スラブ加熱でも溶解せず粗大な炭窒化物として残留し、成形時に亀裂の起点となるため伸びフランジ性が劣化する。よってＮ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎは無添加が好ましいが、製造コストの観点からは０．０００１％以上が好ましい。
【００４６】
Ｎｂ：０．００３％以上０．０７０％未満
Ｎｂはフェライト粒の微細化、Ｎｂ炭化物の析出による降伏比と引張強さの増加に寄与する重要な元素である。また、Ｎｂを適量含有することでフェライト粒径が微細化するため耐二次加工脆性を改善する観点からも有効である。Ｎｂ含有量が０．００３％未満ではＮｂ炭化物の体積率が十分得られないので、Ｎｂによる上記効果が小さい。また、Ｎｂ含有量が０．０７０％以上ではＮｂ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伸びフランジ性が劣化する。また、Ｎｂ含有量が０．０７０％以上では、焼鈍時に鋼板表層に酸化物を形成することがあり化成処理性の劣化を招く場合がある。このためＮｂ含有量は０．００３％以上０．０７０％未満とする。下限について好ましいＮｂ含有量は０．００３％以上である。上限について好ましいＮｂ含有量は０．０５０％以下である。
【００４７】
本発明の高強度鋼板の成分組成は、上記成分以外に、質量％で、Ｃｒ：０．５％未満、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：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。以下、これらの成分について説明する。
【００４８】
Ｃｒ：０．５％未満
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。しかしながら、均熱温度を高く設定する場合に、Ｃｒ含有量が０．５％以上にな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。また、Ｃｒ含有量が０．５％以上になると、焼鈍時に鋼板表層に酸化物を形成して化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｃｒを含有する場合、その含有量は０．５％未満とする。また、化成処理性の観点から好ましくは０．３％未満とする。より好ましくは０．２％以下、最も好ましくは０．１％以下である。
【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、均熱温度を高く設定する場合に、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。また、Ｍｏ含有量が０．３％を超えると、化成処理時の化成結晶の形成速度が低下して化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｍｏを含有する場合、その含有量を０．３％以下とする。化成処理性の観点から、さらに好ましくは０．２％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。また、Ｂ含有によりフェライト粒界が強化され、耐二次加工脆性がさらに向上する場合がある。この効果を得るためにはＢ含有量は３質量ｐｐｍ以上が好ましい。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を含有する場合、その含有量を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。また、Ｃｕ含有量が０．３％を超えると、焼鈍時に鋼板表層に酸化物が形成した場合には化成処理性が劣化することがある。したがって、Ｃｕを含有する場合、その含有量は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。また、Ｎｉ含有量が０．３％を超えると、焼鈍時に鋼板表層に酸化物を形成した場合には化成処理性の劣化を招くことがある。したがって、Ｎｉを含有する場合、その含有量を０．３％以下とする。
【００５３】
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物には、製造時に不可避的に混入する成分だけでなく、所望の特性を得る目的等のために不可避的に添加される成分であり、本発明の効果を害さないものも含む。不可避的不純物としては、例えば、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔａ及びＷの１種以上を合計で１％以下である。
【００５４】
続いて、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。本発明の高強度鋼板は、面積率でフェライト：９０％以上、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの合計：０〜１０％からなり、フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、フェライトの平均アスペクト比が１．２以上である鋼組織を有する。以下、これらの構成について説明する。
【００５５】
フェライト：９０％以上
フェライトは良好な延性を有する。本発明が目的とする高降伏比、優れた伸びフランジ性及び優れた耐二次加工脆性の全てを満たすために、本発明ではフェライトを主相として面積率で９０％以上含有する必要がある。フェライトの含有量が９０％未満では、本発明が目的とする上記の特性が得られない。よってフェライトは面積率で９０％以上とする。好ましくは９５％以上とする。
【００５６】
パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイトの合計：０〜１０％
パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの１種以上を含有することで引張強さと降伏強さがさらに増加する。また、これらを面積率の合計で０〜１０％含有しても本発明が目的とする特性を得ることができる。しかしながら、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの合計が面積率で１０％を超えると伸びフランジ性や耐二次加工脆性が劣化する。そこで、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよび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。なお、フェライトの面積率が１００％でも所望の強度を得ることは可能であり、上記組織の合計面積率は０％でも構わない。
【００５７】
フェライトの平均結晶粒径：１５．０μｍ以下
フェライトの平均結晶粒径は本発明が目的とする優れた耐二次加工脆性と０．７０以上の高降伏比を得るために重要である。しかしながら、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ず、耐二次加工脆性も劣化する。このため、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。また、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ未満になると降伏比や引張強さが過度に増加したり成形性が劣化する場合があるので、５μｍ以上が好ましい。
【００５８】
フェライトの平均アスペクト比：１．２以上
フェライトの平均アスペクト比は優れた伸びフランジ性と耐二次加工脆性を得るうえで重要である。詳しい理由は不明であるが、亀裂が板厚方向に貫通するまで成形する穴広げ試験において、圧延方向の結晶粒長さに比べて板厚方向の結晶粒長さが短くなると、平均結晶粒径が同等の場合、亀裂進展の障害となる結晶粒界が増加するために伸びフランジ性が向上するものと考えられる。フェライトの平均アスペクト比が１．２未満ではこの効果は小さい。このためフェライトの平均アスペクト比は１．２以上とする。好ましくは１．４以上とする。また、このような効果はフェライトの平均アスペクト比を大きくしても飽和するので１０．０以下でよい。なお、本発明におけるフェライトは再結晶フェライトである。
【００５９】
なお、各組織の面積率は圧延幅方向に垂直な断面において、鋼板表面から板厚１／４位置を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ことができる。フェライトの平均結晶粒径は、鋼板表面から板厚１／４位置を光学顕微鏡で観察し、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ことができる。フェライトの平均アスペクト比は、圧延幅方向に垂直な断面において、鋼板表面から板厚１／４位置を光学顕微鏡で観察し、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１の表１に記載の結晶粒当たりの平均線分長を求める方法で圧延方向および板厚方向の平均結晶粒長を算出し、（圧延方向の平均結晶粒長）／（板厚方向の平均結晶粒長）により求めることができる。
【００６０】
上記の成分組成、鋼組織を有する高強度鋼板が、本発明の高強度鋼板である。また、本発明の高強度鋼板は、表面に、溶融亜鉛めっき又は電気めっきを有してもよい。また、上記溶融亜鉛めっきは、合金化溶融亜鉛めっきでもよい。
【００６１】
続いて、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度鋼板は、冷間圧延鋼板を箱焼鈍炉で焼鈍するにあたり、炉内雰囲気中の水素濃度を５〜１００％とし、５５０℃までを１２０℃／ｈ以下で昇温し、５５０〜７５０℃の温度域で均熱する焼鈍を施すことで製造できる。なお、冷間圧延鋼板は、連続鋳造によりスラブを作製し、熱間圧延、酸洗および冷間圧延をすることで製造される。以下、各製造条件について説明する。
【００６２】
鋳造方法は特に限定されるものではなく、成分組成の偏析や組織の顕著な不均一が発生しなければ、造塊法、連続鋳造法のいずれでも構わない。
【００６３】
熱間圧延は、高温の鋳造スラブをそのまま圧延しても良いし、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、Ｎｂ炭窒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。熱間圧延では高温のスラブに粗圧延、仕上圧延を施して熱延鋼板とし、熱延コイルに巻取る。
【００６４】
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行えばよい。仕上圧延温度がＡｒ３点未満になると、熱延鋼板組織として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。そこで、仕上圧延温度はＡｒ３点以上とすることが好ましい。また、薄スラブを用いる場合は粗圧延を省略しても良い。薄スラブとは２００ｍｍ以下を意味する。
【００６５】
巻取温度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。本発明が目的とする高降伏比を得る観点から、Ｎｂ炭化物の析出量および析出物径を適正に制御するためには５００〜７００℃とするのが好ましい。また、化成処理性のさらなる向上が必要な場合は６５０℃以下とすることが好ましく、もっとも好ましくは、下限については、５５０℃以上である。上限について、もっとも好ましい巻取温度は６５０℃以下とする。
【００６６】
冷間圧延は常法にしたがって行えばよく、圧延率は３０〜９０％とすることが好ましい。圧延率が３０％以上であれば箱焼鈍時にフェライトを完全に再結晶させて優れた伸びフランジ性を得られるため好ましい。圧延率が９０％以下であれば形状不良を招かないという理由で好ましい。また、引張特性の異方性軽減および圧延負荷増大による生産性阻害の観点から圧延率を７５％以下とすることがより好ましい。
【００６７】
焼鈍では、箱焼鈍炉を用いて、冷間圧延鋼板を加熱、均熱、冷却する。箱焼鈍炉は連続焼鈍炉と比較して、設備設置コストが低いため、箱焼鈍炉で上記特性（所望の引張強度、降伏比、伸びフランジ性、二次加工脆性および化成処理性）が得られるようにすることは有用である。
【００６８】
箱焼鈍炉内雰囲気中の水素濃度：５〜１００ｖｏｌ％
箱焼鈍炉内雰囲気中の水素濃度は本発明が目的とする優れた化成処理性を得るために重要な製造条件である。鋼鈑表面にＳｉやＭｎなどの酸化物が生成した部位では化成結晶が形成されないのでスケが発生する。水素濃度が５ｖｏｌ％未満では、鋼板表層に酸化物が形成するので化成処理性が劣化する。また、水素濃度が５ｖｏｌ％未満では、スケールが形成してテンパーカラーなどの外観の劣化が生じる。また表面に酸化物を有する鋼鈑を下地鋼鈑としてめっきを施すと酸化物が生成した部位でめっきに被覆されない不めっき部が生じる。めっき鋼鈑であってもこのような部位では化成処理時にスケとなるため化成処理性は劣位である。このため、炉内雰囲気中の水素濃度は５ｖｏｌ％以上にする必要がある。鋼板表層の酸化物の形成を完全に抑制するため炉内雰囲気中の水素濃度を１０ｖｏｌ％以上とすることが好ましい。鋼板表層の酸化物の形成を完全に抑制するため炉内雰囲気中の水素濃度を５０ｖｏｌ％以上とすることがより好ましい。更には、鋼板表層の酸化物の形成を完全に抑制するため炉内雰囲気中の水素濃度を９０ｖｏｌ％以上とすることがより好ましい。また、上限は１００ｖｏｌ％である。残部は不活性ガスであることが好ましく、窒素（Ｎ２）やアルゴン（Ａｒ）などを用いることができる。なお、上記炉内雰囲気には一酸化炭素（ＣＯ）や二酸化炭素（ＣＯ２）等を含んでもよい。
【００６９】
５５０℃までの昇温速度が１２０℃／ｈ以下
冷間圧延鋼板の加熱における、室温から５５０℃までの平均昇温速度は、焼鈍後に、所望の微細で圧延方向に伸長したフェライト粒を得るうえで重要な製造条件である。５５０℃までの昇温速度が１２０℃／ｈを超えると、フェライト粒の平均アスペクト比が１．２未満となるため伸びフランジ性と耐二次加工脆性が劣化する。このため５５０℃までの昇温速度は１２０℃／ｈ以下とする。好ましくは１００℃／ｈ以下とする。また、昇温速度は鋼鈑特性上の理由からの上限は無いが、生産性の観点からは１０℃／ｈ以上が好ましい。なお、５５０℃以上の温度まで加熱する場合に、５５０℃以上の領域の平均昇温速度は、特に限定されず、１２０℃／ｈ以下であってもよいし、１２０℃／ｈ超であってもよい。
【００７０】
均熱温度：５５０〜７５０℃
均熱温度はフェライト粒径を制御する上で重要な要件である。均熱温度が５５０℃未満ではフェライトの再結晶が不十分となり伸びフランジ性が劣化する。均熱温度が７５０℃を超えるとフェライト粒やＮｂ炭化物が粗大化するため本発明が目的とする引張強さ、高降伏比および優れた伸びフランジ性と耐二次加工脆性が得られない。このため均熱温度は５５０〜７５０℃とする。下限について、好ましい均熱温度は６００以上である。上限について好ましい均熱温度は７００℃以下である。均熱時間は特に限定されるものではないが、フェライトを完全に再結晶させるため１時間以上とすることが好ましく、フェライト粒の過度な粗大化を抑制するため６０時間以下とするのが好ましい。なお、均熱時間は、均熱温度が上記温度範囲（５５０〜７５０℃、好ましくは６００〜７００℃）の状態にある時間であり、定温保持でなくてもよい。なお、化成処理性の観点からは、鋼板表層の酸化物生成を抑制するため均熱温度は低いほど好ましい。
【００７１】
上記均熱後、冷間圧延鋼板は冷却される。冷却条件は特に限定されず、通常の方法で適宜決定すればよい。
【００７２】
上記の焼鈍後、高強度鋼板の表面にめっきを施してもよい。めっきは、例えば、電気亜鉛めっきや溶融亜鉛めっきである。溶融亜鉛めっきは合金化溶融亜鉛めっきであることが好ましい。
【００７３】
また、高強度鋼板、めっきを有する高強度鋼板に対して、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。
【００７４】
以上により、本発明の目的とする高強度鋼板が得られるが、さらに有機系皮膜処理等の表面処理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】
【００７５】
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。【００７６】
表１に示す成分組成を有する鋼Ａ〜Ｐのスラブを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℃の条件で熱延鋼板を作製し、冷却後、巻取温度５８０℃で巻取った。製造した熱延鋼板を酸洗後、仕上板厚１．４ｍｍ（冷間圧延率５６％）の冷間圧延を施して冷間圧延鋼板とし、箱焼鈍炉にて（ただし、Ｎｏ．２４は連続焼鈍炉とした）、表２に示す条件の焼鈍を施してＮｏ．１〜２４の高強度鋼板を製造した。焼鈍時の炉内雰囲気中の水素濃度は１００ｖｏｌ％とした（ただし、Ｎｏ．１７は４％とし、Ｎｏ．２４は１０％とした）。一部の高強度鋼板には電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した。電気亜鉛めっきを施したものは、付着量を３ｇ／ｍ２とした。溶融亜鉛めっきを施したものは、６５０℃で３０秒間均熱したのち溶融亜鉛めっき浴に浸漬して付着量４５ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっきを施した後、冷却した。合金化溶融亜鉛めっきとしたものは、溶融亜鉛めっき浴に浸漬後、さらに５１０℃で１０秒保持する合金化処理を行った。なお表２中では、溶融亜鉛めっき鋼板をＧＩ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をＧＡ、電気亜鉛めっき鋼板をＥＧと表記した。【００７７】
得られた高強度鋼板に対し、鋼組織の観察、引張試験、穴拡げ率（λ）、脆化遷移温度、化成処理性の測定を行った。【００７８】
各組織の面積率は圧延幅方向に垂直な断面における鋼板表面から板厚１／４位置をＳＥＭで１０００倍に拡大し、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、板厚１／４位置を光学顕微鏡で４００倍に拡大し、観察面積と結晶粒数から円相当径を求めた。各組織の面積率とフェライトの平均粒径は、１０視野の算術平均とした。フェライトの平均アスペクト比は、圧延幅方向に垂直な断面における鋼板表面から板厚１／４位置を光学顕微鏡で４００倍に拡大して観察し、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１の表１に記載の結晶粒当たりの平均線分長を求める方法で、総線分長さを各々２０ｍｍとして圧延方向および板厚方向の平均結晶粒長を算出し、（圧延方向の平均結晶粒長）／（板厚方向の平均結晶粒長）により求めた。結果を表２に示した。なお、表２中のαはフェライト、Ｐはパーライト、Ｍはマルテンサイト、γは残留オーステナイト、θはセメンタイトを意味する。【００７９】
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。結果を表２に示した。引張強さが３００〜５００ＭＰａを良好とし、降伏比が０．７０以上を良好とした。【００８０】
伸びフランジ性はＪＩＳ  Ｚ  ２２５６に準拠した穴拡げ試験により評価した。表２に結果を示した。穴広げ率（λ）が１００％以上を良好とした。【００８１】
耐二次加工脆性は、脆化遷移温度から評価した。図１に示すように、絞り比１．８で深絞り成形した直径５０ｍｍ、高さ３５ｍｍの円筒深絞り成形材を用いて縦割れ破壊しない最低温度(遷移温度)を測定し、−６０℃以下の場合に特性良好と判定した。冷媒温度Ｔは１０℃幅で変化させた。【００８２】
化成処理性は前述の方法で化成処理を施し、前述の方法でＳＥＭを用いてスケの面積率を測定して評価した。スケの面積率が５％以下のものを本発明が目的とする優れた化成処理性を有するとし、表２中にスケ面積率を表記した。【００８３】
【表１】
2016194342.tif 000002
【００８４】
【表２】
2016194342.tif 000003
【００８５】
表２に鋼組織の観察結果と引張試験結果および化成処理性等の結果を示す。Ｎｏ．１〜３、６、８〜１０、１３、１４、１８、２０、２１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伸びフランジ性、耐二次加工脆性および化成処理性に優れた高強度鋼板が得られている。一方、Ｎｏ.４、５、７、１１、１２、１５〜１７、１９、２２、２３、２４は鋼成分もしくは製造条件が本発明の範囲外であり、所望の鋼組織もしくは表面状態が得られていないため本発明が目的とする高降伏比で伸びフランジ性、耐二次加工脆性および化成処理性に優れた高強度鋼板が得られていない。
【産業上の利用可能性】
【００８６】
自動車内板部品などを中心に、高降伏比であって優れた伸びフランジ性、耐二次加工脆性および化成処理性が要求される分野に好適である。
【図１】
2016194342.tif 000004
【手続補正書】
【提出日】平成29年3月10日(2017.3.10)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．３％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、Ｎｂ：０．００７％以上０．０７０％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
（ｉ）面積率でフェライト：９０％以上、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトの合計：０〜１０％からなり、（ｉｉ）前記フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、（ｉｉｉ）前記フェライトの平均アスペクト比が１．２以上である鋼組織を有し、
引張強さが５００ＭＰａ以下であり、降伏比が０．７０以上であることを特徴とする化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３％未満、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
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ことを特徴とする請求項３に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
表面に電気亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
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、
冷間圧延鋼板を箱焼鈍炉で焼鈍するにあたり、
炉内雰囲気中の水素濃度を５〜１００ｖｏｌ％とし、
５５０℃までを１２０℃／ｈ以下で昇温し、
５５０〜７５０℃の温度域で均熱することを特徴とする化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記焼鈍後に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項６に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記溶融亜鉛めっきを施した後、溶融亜鉛めっきに合金化処理を施すことを特徴とする請求項７に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記焼鈍後に、電気亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項６に記載の化成処理性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【国際調査報告】
2016194342.tif 000005
2016194342.tif 000006
2016194342.tif 000007
2016194342.tif 000008