(57)【要約】【課題】自動車用部材のようにプレス成形における断面形状が複雑な用途に適した、加工後の伸びフランジ性に優れ、製造も従来に比べて容易な９８０ＭＰａ以上の強度を有する高張力鋼板を提供すること。【解決手段】実質的にフェライト単相組織であり、質量％でＴａ：０．００１０〜０．００５０％を含み、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす平均組成を有する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
実質的にフェライト単相組織であり、質量％でＴａ：０．００１０〜０．００５０％を含み、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす平均組成を有することを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％、Ｔａ：０．００１０〜０．００５０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が以下の（Ｉ）式を満足する成分組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高張力鋼板。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  ・・・（Ｉ）
（ただし、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは各成分の質量％を表す）
【請求項３】
板厚２．５ｍｍ以下の薄物熱延鋼板であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高張力鋼板。
【請求項４】
表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高張力鋼板。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％、Ｔａ：０．００１０〜０．００５０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が以下の（Ｉ）式を満足する成分組成を有する鋼片に、仕上圧延終了温度８８０℃以上、巻取温度５７０℃以上の条件で熱間圧延を施すことを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  ・・・（Ｉ）
（ただし、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは各成分の質量％を表す）
【請求項６】
前記熱間圧延後の鋼板の表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする請求項５に記載の高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部材の素材に適した、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高張力鋼板であって特に加工後の伸びフランジ性に優れた高張力鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境保全につながる燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められており、９８０ＭＰａを超えるものへの要望が高まっている。鋼板をより軽量化するための薄肉化という面から板厚２．５ｍｍ以下の薄物に対する要望も強くなっている。また、自動車用部材はプレス成形により得られる複雑な形状のものが多く、高強度でありながら加工性にも優れた材料が必要である。
【０００３】
近年、複雑な形状で、かつ高強度の部品を得るために、焼入れ性の良好な鋼板を用い、鋼板を高温に加熱した状態でプレス加工を施し、プレス加工と同時に金型で鋼板を冷却することでマルテンサイト変態させる技術も用いられている（ダイクエンチ法）。しかしながら、この加工方法では生産性が悪いだけでなく、鋼板加熱時に鋼板表面にスケールが生成する問題や、一旦部品に加工した後は、組織がマルテンサイトとなっているため、その後の加工が全くできないなど種々の問題点がある。そのため、高強度を有し、かつ加工後のさらなる加工性（例えば伸びフランジ性）にも優れた鋼板の開発が急務とされている。
【０００４】
従来、この種の鋼板は種々提案されており、例えば特許文献１には、転位密度の高いベイニティックフェライト組織が生成した、伸びフランジ性に優れた鋼板が提案されている。しかし、この鋼板は、転位密度の高いベイニティックフェライト組織を含むために伸びが乏しいという欠点がある。また、ベイニティックフェライト生成のために、ランナウトテーブル上での強冷却が不可避であり、薄物製造時にはランナウトテーブルでのストリップの走行性に問題が生じるため、板厚２．５ｍｍ以下の薄物を生産するには不向きである。
【０００５】
特許文献２には、組織の大部分をポリゴナルフェライトとし、ＴｉＣを中心として析出強化および固溶強化した伸びフランジ性に優れる鋼板が提案されている。しかし、この鋼板に用いられている一般的によく知られた析出物で９８０ＭＰａ以上に高張力化することは困難である。すなわち、９８０ＭＰａ以上の高強度化を図って多量のＴｉを添加すると、サイズの大きい析出物が生成しやすくなり、狙いどおりの強度を得ることが難しく、特性が不安定になりやすいという欠点がある。また、Ｔｉ添加量の増大と共に、ＴｉＣを固溶させるために必要なスラブ加熱温度が増大し、通常の設備では製造が困難となりやすい。
【０００６】
特許文献３には、微細なＴｉＣおよび、またはＮｂＣが析出したアシキュラーフェライト組織を有した、伸びフランジ性に優れた鋼板が提案されている。しかし、この鋼板も先に述べた特許文献１で提案された鋼板同様に、アシキュラーフェライトという転位密度の高い組織であるため十分な伸びが得られていない。
【０００７】
特許文献４には、平均粒径１〜５μｍのフェライトを主相とし、平均粒径５０ｎｍ以下のＶの炭窒化物で析出強化した熱延鋼板が提案されている。ここでＶ析出物を微細に析出させるには低温での巻取りが必要であるが、その結果、析出物の量を増大させることが困難であり、強化に限界がある。このため、特許文献４の技術では、前記のようにフェライトの細粒化と組み合わせることが、高強度化のため必要である。ここで、引用文献４の技術では、フェライトを微細化するため、仕上げ圧延の際、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延スタンドにおいてＡｒ３点以上で圧延し、その後５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３点−５０℃」以下の温度まで冷却した後、最終スタンドにおいて２０％以下の圧下を施すことが必要であり、通常の製造ラインでは製造に困難性を伴う。また、この鋼板では、パーライト等の生成が許容されるため、伸びや伸びフランジ性が低下する懸念がある。
【０００８】
また、超高張力鋼板を得る技術として、特許文献５や特許文献６に開示された技術が開発されている。この技術は、フェライト単相中にＣ、Ｔｉ、Ｍｏよりなる微細炭化物を分散させ、伸びと伸びフランジ性がともに優れた超高張力鋼板を得ることができる技術である。しかしながら、上記特許文献２の技術と同様に、この技術では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るために多量のＣやＴｉを添加すると、通常のスラブ加熱温度（１１５０〜１２５０℃程度）ではスラブ中に析出しているＴｉＣなどを完全には溶解させることができない場合がある。すなわち、高強度を得るべくＴｉＣなどを完全に溶解させるにはより高温が必要となって製造が困難となる場合があり、また可能であっても設備に大きな負荷が掛かる。
【０００９】
また、いずれの例においても、高強度と同時にプレス加工後のさらなる加工性については言及されていない。
【特許文献１】特開平６−１７２９２４号公報
【特許文献２】特開平６−２００３５１号公報
【特許文献３】特開平７−１１３８２号公報
【特許文献４】特開２００４−１４３５１８号公報
【特許文献５】特開２００３−８９８４８号公報
【特許文献６】特開２００２−３２２５３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車用部材のようにプレス成形における断面形状が複雑な用途に適した、加工後の伸びフランジ性に優れ、製造も従来に比べて容易な９８０ＭＰａ以上の強度を有する高張力鋼板およびこのような高張力鋼板の製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、より設備負担を少なくしてこのような高張力鋼板を得ることができる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、上記目的を達成すべく鋭意検討を行なった結果、以下の知見を得た。
（ａ）転位密度が低い組織とし、微細析出物で強化すると、強度−伸びバランスが向上する。
（ｂ）実質的にフェライト単相組織とし、微細析出物で強化すると、強度−伸びバランスが向上する。
（ｃ）Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖを添加し、さらにその添加バランスを適宜制御すると、これらが複合した炭化物が微細に析出する。
（ｄ）複合析出物中のＶの割合が低くなると、析出物が粗大化するため、伸びが低下する。
（ｅ）Ｖを添加した鋼はＴｉ、Ｍｏのみを添加した鋼に比べて低温で炭化物が溶解し、強化に効く微細析出物が効率よく得られる。
（ｆ）加工後の伸びフランジ性向上には、炭化物の微細分散に加え、微量のＴａ添加が有効である。
【００１２】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（６）を提供する。
（１）実質的にフェライト単相組織であり、質量％でＴａ：０．００１０〜０．００５０％を含み、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす平均組成を有することを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
（２）上記（１）の高張力鋼板において、質量％で、Ｃ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％、Ｔａ：０．００１０〜０．００５０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が以下の（Ｉ）式を満足する成分組成を有することを特徴とする高張力鋼板。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  ・・・（Ｉ）
（ただし、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは各成分の質量％を表す）
（３）上記（１）または（２）の高張力鋼板において、板厚２．５ｍｍ以下の薄物熱延鋼板であることを特徴とする高張力鋼板。
（４）上記（１）から（３）のいずれかの高張力鋼板において、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする高張力鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：０．０６超〜０．２４％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｖ：０．１５超〜１．２％、Ｔａ：０．００１０〜０．００５０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量が以下の（Ｉ）式を満足する成分組成を有する鋼片に、仕上圧延終了温度８８０℃以上、巻取温度５７０℃以上の条件で熱間圧延を施すことを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  ・・・（Ｉ）
（ただし、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは各成分の質量％を表す）
（６）上記（５）の高張力鋼板において、前記熱間圧延後の鋼板の表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする高張力鋼板の製造方法。
【００１３】
なお、本発明において実質的にフェライト単相組織とは、本発明の析出物以外に、微量の他の相ないしは析出物を許容することをいい、好ましくはフェライトの面積比率が９５％以上である。
【００１４】
また、引張強度が９８０ＭＰａ以上である本発明鋼板において、上記の平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、１μｍ３当たり約５×１０５個以上、さらに高強度が必要な場合には１μｍ３当たり約１×１０６個以上が分散析出していると考えられる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、Ｔｉ、Ｍｏに加えてＶを適正なバランスで添加して、実質的にフェライト単相組織にＴｉ、ＭｏおよびＶを含む微細な炭化物を分散析出させ、さらに微量のＴａを添加することにより、加工後の伸びフランジ性に優れた高張力鋼板が得られる。
【００１６】
また、本発明によれば、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖを含む鋼片に、適正な条件で熱間圧延を施し、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖを含む微細な炭化物を分散析出させるので、析出物の量（数）の確保も容易であり、かつ、例えばスラブ加熱温度を高めるための特殊な設備を要することなく、鋼を強化することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明について、金属組織、化学成分、および製造方法に分けて具体的に説明する。
【００１８】
［金属組織］
本発明に係る高張力鋼板は、実質的にフェライト単相組織であり、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖを含む炭化物が析出している。
【００１９】
・実質的にフェライト単相組織
マトリックスを実質的にフェライト単相組織としたのは、伸びの向上には転位密度の低いフェライトが有効であるとともに、伸びフランジ性の向上には単相組織とすることが有効であり、特に延性に富むフェライト単相組織でその効果が顕著であるためである。ただし、マトリックスは必ずしも完全にフェライト単相組織でなくともよく、実質的にフェライト単相組織であればよい。すなわち微量の他の相ないしは析出物は許容される。好ましくは面積比率で９５％以上フェライトであればよく、本発明において、実質的にフェライト単相組織とは、面積比率で９５％以上フェライトであることを意味する。なお、ベイニティックフェライトやアシキュラーフェライト等の転位密度の高いフェライトは本発明におけるフェライト相には含まれず、他の相として扱う。
【００２０】
・Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖを含む炭化物
Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖを含む炭化物は、微細となり、析出量も確保しやすいため鋼を強化するのに有効である。従来は、析出物としてＭｏ、Ｖを含まないＴｉＣを用いることが主流であった。しかしながら、Ｔｉは析出物形成傾向が強いため粗大化しやすく、強化に対する効果が低くなることから、必要な強化量を得るには加工性を劣化させるまでの析出物が必要となる。
【００２１】
一方、上記特許文献５に開示されているように、ＴｉにＭｏを加えるだけでも析出物が微細化し、ある程度の高強度化は達成できる。しかし、単にＴｉ、Ｍｏを含む炭化物のみで９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るべく、これに見合ったレベルのＴｉを添加すると、前述のように一般的な熱延前の加熱温度を上回る高温が要求される場合があり、高温化を図るためには例えば特殊な設備を要するためコストアップとなる。他方、ＴｉにＶだけを加えた場合は、充分な析出物微細化が得られない。
【００２２】
これに対し、ＴｉとＭｏ、Ｖを含む複合炭化物は、微細に析出する上、析出物の量（数）の確保も容易であるため、加工性を劣化させずに鋼を強化することができることを、発明者らは発見した。
【００２３】
これは、ＭｏおよびＶ、とくにＭｏは析出物形成傾向（炭化物形成傾向）がＴｉよりも弱いことから、ＴｉとＭｏ、Ｖを含む複合炭化物は強化に寄与しない粗大な析出物となることなく、安定して微細に存在することができ、加工性を低下させない比較的少量の添加量で有効に強化できるためと推定される。
【００２４】
一方、ＶとＣの組み合わせは溶解温度が非常に低く、９８０ＭＰａ以上という高強度を得るために比較的多量に添加しても通常の加熱温度で容易に溶解することができる。ただしＶ単独添加では、Ｖの析出率が低くなる。このため、引張強度９８０ＭＰａ以上の高張力を得るだけの寸法と量の析出物を析出させるには、Ｔｉの他にＭｏとＶとの両方を添加することが有効であるものと考えられる。
【００２５】
また、従来、Ｔｉ、Ｍｏ等を含有する鋼に、多量のＶを添加すると、伸びが低下する傾向にあるとされており、Ｖの添加は比較的低い範囲に抑えられていた。しかしながら、本発明者らが詳細に検討した結果、Ｖの添加量を増大させるに従いＶの析出率が高くなり、すなわち添加したＶが炭化物として十分に析出するようになり、炭化物を安定して微細に析出させることができるため、十分な伸びを確保した上で、高強度化を達成できることを見出した。
【００２６】
炭化物が安定して微細に存在できるためには炭化物の組成が影響する。具体的には、炭化物の平均組成が原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たすようになると析出物の粗大化を抑制する効果が高くなり、所望の微細析出物を得ることができる。したがって、本発明では、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす範囲でＴｉ、Ｍｏ、Ｖを含む炭化物が分散析出していることを要件とする。なお、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）の上限は０．７程度に限定することが望ましい。
【００２７】
本発明者らが見出したところでは、微細化に最適な炭化物組成はＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比で概ね１：１：２である。このため、炭化物の平均組成においてＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比が、Ｔｉ＝０．６〜１．４、Ｍｏ＝０．６〜１．４、Ｖ＝１．４〜２．８、ただし、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＝４を満足することがさらに望ましい。
【００２８】
また、この複合炭化物の平均粒径を１０ｎｍ未満とすることで、析出物周囲の歪みが転位の移動の抵抗としてより効果的となり、効率よく鋼を強化できる。このため、本発明では、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、Ｍｏ、Ｖを含む炭化物が析出していることを要件とする。さらに好ましくは、平均粒径が５ｎｍ以下である。
【００２９】
なお、強度にほとんど影響しない粗大析出物にＴｉ、Ｍｏ、Ｖを含む炭化物が析出するような場合も有り得る。このような析出物を粒径の評価対象とすることは不適切であるので、粒径１００ｎｍを超える析出物は除外して、平均粒径を測定するものとする。
【００３０】
引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａである本発明鋼板において、前記の平均粒径１０ｎｍ未満の複合炭化物は、従来のＴＳ７８０ＭＰａクラスの鋼板より多数観察される。本発明鋼におけるこの複合炭化物は、特許文献６のデータを基にした概算により、１μｍ３当たり約５×１０５個以上が分散析出していると考えられる。なお、ＴＳ８００ＭＰａを超える領域でのデータは上記特許文献６には開示されていないので、単純にＴＳの対数と微細炭化物密度の対数の間に直線関係が成り立つとしてＴＳ９８０ＭＰａ（の対数）に外挿した。
【００３１】
［化学成分］
以下、これら各成分について説明する。なお、以下、特に説明のない限り、“％”は“質量％”を表す。
・Ｃ：０．０６超〜０．２４％
Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。しかし、０．０６％以下では、鋼の強化が不十分であり、０．２４％を超えて添加するとスポット溶接が困難となるため、Ｃ含有量は０．０６超〜０．２４％が好ましい。より好ましくは、０．０７％以上であり、特に１１００ＭＰａ以上の引張強度を得るためには０．１％以上であることが望ましい。より好ましいＣ含有量範囲は、０．１１〜０．２％である。
【００３２】
・Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは固溶強化に有効な元素として、従来は積極的に用いられており、高張力鋼に約０．４％以上添加されることも多いが、本発明ではＳｉの含有量を０．３％以下とする。これは、０．３％を超えて添加すると、フェライトからのＣ析出が促進されて粒界に粗大な鉄炭化物が析出しやすくなり、伸びフランジ性が低下するためである。また、本発明においては、Ｓｉを低減することによりオースナイトの圧延荷重を低減し、薄物の製造が容易となる。すなわち０．３％を超えて添加すると、２．５ｍｍ以下の材料の圧延が不安定となり板形状も悪くなる。これらの理由により、Ｓｉ含有量は０．３％以下が好ましい。さらに好ましくは０．１５％以下であり、望ましくは０．０５％以下である。なお、Ｓｉを極端に低減することは、製造コストを悪化させるため、その大きなコストアップを伴わない実用的な下限値は０．００１％程度である。
【００３３】
・Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは固溶強化により鋼を強化する観点からは０．５％以上が好ましいが、２．０％を超えて添加すると偏析し、かつ硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０％が好ましい。より好ましくは１．０〜２．０％である。
【００３４】
・Ｐ：０．０６％以下
Ｐは固溶強化に有効であるが、０．０６％を超えて含有すると偏析して伸びフランジ性を低下させるため、０．０６％以下とすることが好ましい。なお、Ｐを極端に低減することは、製造コストを悪化させる。そのため、製造コストを大きく上昇させない実用的な下限値は０．００１％程度となる。
【００３５】
・Ｓ：０．００５％以下
Ｓは少ないほど好ましく、０．００５％を超えると伸びフランジ性が低下するため、０．００５％以下が好ましい。なお、Ｓを極端に低減することは、製造コストを悪化させる。そのため、製造コストを大きく上昇させない実用的な下限は０．０００５％程度である。
【００３６】
・Ａｌ：０．０６％以下
Ａｌは脱酸剤として添加してよい。しかし、鋼中のＡｌ量が０．０６％を超えると伸びおよび伸びフランジ性が低下するため、０．０６％以下が好ましい。下限は特にないが、脱酸剤としての効果を十分に得るためにはＡｌ量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００３７】
・Ｎ：０．００６％以下
Ｎは少ないほど好ましく、０．００６％を超えると粗大な窒化物が増え、伸びフランジ性が低下するため、０．００６％以下が好ましい。なお、Ｎを極端に低減することは、製造コストを悪化させる。そのため、製造コストを大きく上昇させない実用的な下限は０．０００５％程度となる。
【００３８】
・Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０．０５％以上添加することでパーライト変態を抑制する効果がある。さらにＴｉ、Ｖと微細な析出物（複合炭化物）を形成し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ鋼を強化することができる。しかし、０．５％を超えて添加すると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下するため、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．５％が好ましい。なお、より好ましい下限は０．１５％、より好ましい上限は０．４％である。
【００３９】
・Ｔｉ：０．０３〜０．２％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。Ｍｏ、Ｖと複合炭化物を形成することで、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ、鋼を強化することができる。しかし、０．０３％未満では、鋼を強化する効果が不十分であり、０．２％を超えると伸びフランジ性が低下するとともに、熱延前のスラブ加熱温度を１３００℃以上という高温にしなければ炭化物が溶解しないため、これ以上添加しても微細析出物として有効に析出させることができない。したがって、Ｔｉ含有量は０．０３〜０．２％が好ましい。より好ましくは０．０８〜０．２％である。
【００４０】
・Ｖ：０．１５超〜１．２％
Ｖは本発明において重要な元素である。前述のように、炭化物が安定して微細に存在できるためには炭化物の組成が影響する。具体的には、炭化物の平均組成が原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖで、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たすようになると、析出物の粗大化を抑制する効果が高くなり、所望の微細析出物を得ることができる。この点、本発明者らが詳細に検討した結果、Ｃを０．０６％超えて多量に添加するとともに、Ｖを多量に添加することでＶの析出効率が上昇し、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす析出物を得られるようになることが判った。また、所望の析出物を得るためには、上述のように、炭化物の平均組成が原子％で表されるＴｉ：Ｍｏ：Ｖで、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たすことに加えて、炭化物の平均組成においてＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比が、Ｔｉ＝０．６〜１．４、Ｍｏ＝０．６〜１．４、Ｖ＝１．４〜２．８、ただしＴｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＝４を満たすことが好ましい。この場合にも、上述したようにＣを０．０６％超えて多量に添加するとともに、Ｖを多量に添加することで、炭化物の平均組成においてＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比が、Ｔｉ＝０．６〜１．４、Ｍｏ＝０．６〜１．４、Ｖ＝１．４〜２．８、ただしＴｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＝４を満たす析出物を得られるようになることが判った。
【００４１】
図１に、鋼へのＶの添加量と、Ｖの析出率の関係を示す。ここで、Ｖの析出率は、添加されたＶに対して析出物を実際に形成したＶの比率を意味し、Ｖの析出効率を示す。なお、この結果は、Ｃ：０．１１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２％、Ｍｎ：１．３４％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０４％、Ｎ：０．００２％、Ｔａ：０．００２１％、Ｍｏ：０．３３％、Ｔｉ：０．１５％とし、Ｖ：０．１〜０．３％で変化させた鋼を素材とし、仕上圧延終了温度９２０℃、巻取温度６２０℃として熱間圧延を行って得た熱延鋼板を用いて得たものである。ここで、Ｃ量とＶ量は、Ｃと（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）の原子数比がほぼ一定（約１．０〜１．１）となるよう、（Ｃ量，Ｖ量）＝（０．１１％，０．１％）、（０．１３％，０．２％）、（０．１５％，０．３％）として変化させた。また、熱延鋼板の析出Ｖ量は抽出残渣の定量分析により測定し、
Ｖの析出率（％）＝（析出Ｖ量（ｍａｓｓ％）／Ｖ添加量（ｍａｓｓ％））×１００
として求めた。
【００４２】
図１に示すように、Ｖ添加量が増加するに従い、Ｖの析出率、すなわち添加されたＶの中で析出物を実際に形成するＶの比率が大きくなり、Ｖ＞０．１５％でＶの析出率＞５０％と、非常に良好な析出効率となる。なお、これら鋼板の組織は、フェライト単相組織であることを確認した。また、このように良好な析出効率を得たときの析出物の一例を図２に示す。図２の左側は、析出物を示す透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。また、図２の右側は、析出物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｖのエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による計測結果を示す図である。なおこれらの析出物が炭化物を主体とすることはＸ線回折ピークの位置等から確認した。この結果は、Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：０．０２％、Ｍｎ：１．３４％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０４％、Ｎ：０．００２％、Ｔａ：０．００２１％、Ｍｏ：０．３３％、Ｔｉ：０．１５％、Ｖ：０．３％とした鋼を素材とし、仕上圧延終了温度９２０℃、巻取温度６２０℃として熱間圧延を行って製造された熱延鋼板を用いて得たものである。また、析出物の観察は、得られた熱延鋼板を酸洗後、鋼板から薄膜を作製し、ＴＥＭによって観察したものであり、析出物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｖの組成はＴＥＭに装備されたＥＤＸによる分析から決定した。図２の分析結果では、Ｔｉ：Ｍｏ：Ｖは原子比で１．１：０．９：２．０であり、したがって、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）は０．５０であった。
【００４３】
このような実験結果を基に、発明者らがさらに検討した結果、鋼中にＶを０．１５％を超えて含有させて非常に良好な析出効率とすることにより、前述のように、炭化物の平均組成が原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、ＶがＶ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たすようになり、Ｔｉ、Ｍｏと微細な複合炭化物を形成し、優れた伸びや伸びフランジ性を確保しつつ鋼を強化することができることが判明した。また、鋼中にＶを０．２％以上含有させることにより、炭化物の平均組成においてＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比がＴｉ＝０．６〜１．４、Ｍｏ＝０．６〜１．４、Ｖ＝１．４〜２．８ただしＴｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＝４となる条件を安定して満たすようになり、より効率よく高張力化することができることも判明した。したがって、Ｖの含有量は０．１５超が好ましく、０．２０％以上がより好ましい。しかし、Ｖの含有量が１．２％を超えると中心偏析が強く現れるようになり、伸びや靭性の低下を招くため、１．２％以下が好ましい。より好ましくは０．８％以下である。したがってＶ含有量は０．１５超〜１．２％が好ましく、０．２〜０．８％がよりこのましい。一層好ましい下限値は０．３％である。なお、Ｖを１．２％含有させた場合でもスラブ加熱温度は１２００℃程度の通常温度とすれば炭化物が完全に溶解する。
【００４４】
なお、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの好適な添加量の範囲は上記の通りであるが、目標とする炭化物の平均組成における好ましいＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比であるＴｉ＝０．６〜１．４、Ｍｏ＝０．６〜１．４、Ｖ＝１．４〜２．８、ただしＴｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＝４に対応する添加量比で添加することがより好ましい。
【００４５】
また、重量％を原子比に換算するには、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖをそれぞれ原子量（４８，９６，５１）で除算して比率をとればよい。ただし鋼組成で上記比を満足しなくても、直ちに微細炭化物中の原子比が好適範囲を外れるわけではない。
【００４６】
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５
（ただし、式中のＣ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは各成分の質量％を表す）
本発明においてＣ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの添加バランスは非常に重要である。理論的には、鋼中のＣと（Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ）との原子数比が１、すなわち（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝＝１の場合、炭素が過不足なく複合炭化物として析出することが期待されるが、本発明者らの調査によれば、上記した所定範囲のＣ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量とした上で、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝を０．８〜１．５とすることにより、Ｔｉ、Ｍｏ、ＶがＶ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす組成を有する多量の炭化物を、フェライト中に微細に、すなわち、平均粒径１０ｎｍ未満として微細に分散析出しやすくすることができることが判明した。（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝が０．８未満では、析出物が粗大となって９８０ＭＰａ以上の強度が安定して得られなくなり、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝が１．５超えでは、Ｃが過剰となってパーライトを生じるため成形性が低下する。より好ましい範囲は０．８〜１．３である。なお、Ｃ含有量が過剰な場合も炭化物は粗大化する傾向にある。
【００４７】
・Ｔａ：０．００１０〜０．００５０％
Ｔａは本発明において、加工後のさらなる加工性を確保する上で重要な元素である。ここでは加工性の評価として伸びフランジ性の指標である穴広げ率λについて、１０％冷間加工後の穴広げ率λに及ぼすＴａ量の影響を図３に示す。冷間加工率を１０％としたのは、自動車用部材の製造工程において、１０％程度の冷間加工に相当するひずみが加えられたのちに、さらなる加工が行われる場合を想定してのものである。図３から穴広げ率λはＴａ含有量が０．００１０％以上で急激に向上し、０．００５０％程度で飽和していることが分かる。したがって、上記効果を得るため、Ｔａ含有量の下限は０．００１０％とし、また、０．００５０％を超えて添加しても効果が飽和してコストアップとなるだけであるため、Ｔａ含有量の上限は０．００５０％とした。好ましくは、０．００１５〜０．００４０％である。
【００４８】
・その他の成分
高張力鋼板においては、他の炭化物形成元素、例えばＮｂ、Ｗ等を添加することがある。しかし本発明の場合は炭化物中の最適なＴｉ、Ｍｏ、Ｖバランスを崩す可能性があるので、これらの添加は避け、その含有量は不純物として許容される範囲とすることが好ましい。特にＮｂは熱間圧延荷重を増大させて薄物の製造を困難にするほか、本発明の鋼組成においては炭化物の粗大化を促進して強度を低下させる可能性がある。したがって、Ｎｂは０．０２％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．００３％以下とする。Ｗも０．０２％以下とすることが好ましく、０．００５％以下とすることがさらに好ましい。
【００４９】
本発明の鋼板の化学組成における残部は鉄及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、上記の他、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｅ等が挙げられる。Ｃｒは１％以下の含有が許容されるが、好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．１％以下である。他の各元素は０．１％以下の含有が許容されるが、より好ましくは０．０３％以下である。
【００５０】
［製造方法］
本発明では、上記成分組成を有する鋼を溶製して、鋼片（インゴット、スラブ、薄スラブを含む）とし、仕上圧延終了温度８８０℃以上、巻取温度５７０℃以上の条件で熱間圧延を行う。
【００５１】
本発明の鋼板の板厚、すなわち熱間圧延後の板厚は、１．４〜５．０ｍｍ程度が好適であるが、とくに従来困難であった板厚２．５ｍｍ以下の薄物の製造についても、本発明の鋼板は問題なく適用できる。また、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する２．５ｍｍ以下の薄物熱延鋼板を製造するに当たって、本願は強度を担う析出物を圧延後に析出させる。このため、圧延中は鋼が軟質であり、圧延に関する設備負担を特に増大させることなく、製造することができる。
【００５２】
・鋼片加熱条件
鋼スラブなどの鋼片は一旦冷却後、所定の温度（いわゆるスラブ加熱温度）に再加熱してから熱間圧延を施してもよいし、また、鋼片が前記所定の温度より低温となる前に直ちに熱間圧延を行ってもよい。さらに、鋼片が冷め切る前に前記所定の温度まで短時間の加熱を行い、熱間圧延を施してもよい。
【００５３】
スラブ加熱温度は炭化物を再固溶させるため（あるいは析出させないため）、１１５０〜１２８０℃程度が好適である。なお、本発明の鋼組成の場合、類似成分の従来鋼（Ｔｉ炭化物系、Ｔｉ−Ｍｏ炭化物系）よりは低いスラブ加熱温度温で再固溶を達成できる。
【００５４】
・仕上圧延終了温度：８８０℃以上
仕上圧延終了温度は伸びおよび伸びフランジ性の確保と圧延荷重の低減に重要である。８８０℃未満では表層が粗大粒となり伸びおよび伸びフランジ性が損なわれる。また、未再結晶で圧延が進行するために起こる歪みの蓄積量が増大し、圧延荷重が著しく増大することで薄物の熱間圧延が困難となる。このため仕上圧延終了温度は、８８０℃以上とする。
【００５５】
なお、本発明の鋼組成の場合、類似成分の従来鋼（Ｔｉ炭化物系、Ｔｉ−Ｍｏ炭化物系）よりは低い仕上圧延終了温度で強度を確保することができる。また、このため、これらの従来鋼で困難な薄物の製造が容易である。仕上圧延終了温度の上限は特に定める必要はない。ただし、高温で仕上げると結晶粒が粗大化するので、結晶組織の強度が低下し、微細炭化物等による強化が余分に必要となる。この観点から、圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
【００５６】
・巻取温度５７０℃以上
フェライト組織を得るため、また十分な炭化物の析出を確保するため、さらに仕上圧延機から巻取装置までの間に設置されているランナウトテーブル上での注水量を抑えて薄物を安定通板させるため、巻取温度は５７０℃以上とする。ランナウトテーブル上の鋼板の走行安定性を確保するには６００℃以上が好ましい。なお、パーライトの生成を抑制するためには、巻取温度は７００℃以下とするのが望ましい。
【００５７】
所定の組成の鋼について、以上の熱延条件を満足することにより、析出した炭化物の平均組成において、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３や炭化物の平均組成においてＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比がＴｉ＝０．６〜１．４、Ｍｏ＝０．６〜１．４、Ｖ＝１．４〜２．８、ただしＴｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＝４を満足させ、また平均粒径１０ｎｍ未満が達成される。
【００５８】
本発明の高張力鋼板には、表面に表面処理や表面被覆処理を施したものを含む。特に、本発明の鋼板は溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛めっき系鋼板としたものに好適に適用できる。すなわち、本発明の高張力鋼板は良好な加工性を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても良好な加工性を維持できる。ここで、溶融亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした（すなわち約８０質量％以上含有する）溶融めっきであり、亜鉛のほかにＡｌ、Ｃｒなどの合金元素を含んだものも含む。また、溶融亜鉛系めっきを施したままでも、めっき後に合金化処理を行ってもかまわない。
【実施例】
【００５９】
（実施例１）
表１に示す化学成分を有する鋼片を１２５０℃に加熱し、通常の熱間圧延工程によって仕上げ圧延終了温度８８０〜９３０℃で、板厚３．５ｍｍに仕上げた。この後、６００℃を超える巻取温度で、冷却速度と巻取温度を変化させて、種々の組織の鋼板を製造した。なお、表１中、Ａ値は、上記（Ｉ）式の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝の値を示す。
【００６０】
【表１】
2008174813.tif 000002
【００６１】
得られた鋼板を酸洗後、鋼板の板厚の１／８、１／４、３／８、１／２位置から採取して作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって組織観察を行うとともに、析出物のサイズを測定した。なお、組織観察は主に倍率５０００〜１００００倍、析出物観察は主に２６００００〜３４００００倍にて行った。析出物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｖの組成は３４００００倍での観察においてＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から決定し、析出物のＶ比率（原子比）＝Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）（式中、Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖは原子％）およびＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比を求めた。また、得られた鋼板の板厚方向断面について走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でもＴＥＭ観察を行った板厚位置について組織観察を１０００〜５０００倍で行い、ＴＥＭでの組織観察結果を確認した。
【００６２】
ここで、析出物は、粒径が１００ｎｍ以下のものをランダムに３０個選択し、各々について粒径およびＴｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量を測定した。粒径は３４００００倍の観察結果をもとに円近似を用いた画像処理で求め、上記３０個の算術平均を平均粒径とした。Ｖ比率およびＴｉ：Ｍｏ：Ｖの値については、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量を上記３０個の算術平均により求めて平均組成とし、これを元に算出した。このように粒径が１００ｎｍ以下の析出物について得た平均粒径、平均組成を、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物の平均粒径、平均組成とした。
【００６３】
得られた鋼板の圧延垂直方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、また、得られた鋼板の酸洗板に圧下率１０％の冷間圧延を施し、冷間加工後の鋼板から穴広げ試験片を採取した。穴広げ試験は１３０ｍｍ角の鋼板の中央に１０ｍｍφのポンチにより、クリアランス（片側）を板厚の１２．５％として打ち抜いた穴を有する試験片を準備し、６０°円錐ポンチにより打ち抜き穴のバリ側の反対方向から押し上げ、割れが鋼板を貫通した時点での穴径ｄ（ｍｍ）を測定し、穴広げ率λを次式より算出した。
λ（％）＝｛（ｄ−１０）／１０｝×１００
表２に、組織、析出物平均粒径、析出物の組成（Ｖ比率）、Ｔｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、加工後の穴広げ率（λ）を示す。
【００６４】
【表２】
2008174813.tif 000003
【００６５】
表２に示す通り、本発明鋼のＮｏ．１〜５はいずれもフェライト組織からなり、析出物の平均粒径は１０ｎｍ未満で、析出物のＶ比率（原子比）は０．３以上となっており、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で優れた伸びを有していることが確認された。それと同時に１０％冷間加工後の伸びフランジ性も良好であった。
【００６６】
これに対して、比較例であるＮｏ．６は、Ｃ量ならびにＶ量が少ないため、鋼の強化に必要な析出物の量が少なく、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満となっている。Ｎｏ．７は、Ｃ量が多すぎ、またＭｏ量が少ないため、面積比率で５％を超えるパーライトが生成してフェライト−パーライト組織となっており、かつ析出物が粗大化しており、伸びが低い。また、Ｎｏ．８は、Ｖ量が多く、析出物が粗大化しており、かつ面積比率で５％を超えるマルテンサイトが生成してフェライト−マルテンサイト組織となっているため、伸びが低い。Ｎｏ．９は、Ｔｉ量、Ｖ量が少ないため、鋼の強化に必要な析出物が不足して引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満となっている。Ｎｏ．１０はＴａ量が少ないため、加工後の伸びフランジ性が低いことが分かる。
【００６７】
（実施例２）
化学成分が質量％で、Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：０．０２％、Ｍｎ：１．３４％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０４％、Ｎ：０．００２％、Ｔａ：０．００２２％、Ｍｏ：０．３３％、Ｔｉ：０．１５％、Ｖ：０．３％である鋼（Ａ値：（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝＝０．９６）を溶製し鋼スラブとした。次いで、オーステナイト域に加熱後、熱間圧延を行った。圧延終了後、巻取温度まで冷却し、該巻取温度で巻き取った。表３に、仕上圧延終了温度、巻取温度、板厚を示す。なお、表３に示す鋼Ｎｏ．１１〜１７は全て同一の化学成分とした。得られたコイルの幅方向中央部からサンプルを採取し、引張方向が圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行った。また、同じ位置から採取したサンプルから、実施例１と同様の方法で析出物の調査を行い、鋼組織も観察した。さらに、得られた鋼板の酸洗板に圧下率１０％の冷間圧延を施し、冷間加工後の鋼板から穴広げ試験片を採取し、穴広げ試験を行った。また、圧延後の板形状を目視で判定した。その結果も表３に示す。なお、圧延後の板形状の評価基準は、目視でフラットな場合を○、波うちが顕著な場合を×とした。さらにまた析出物の組成（Ｖ比率）、Ｔｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比を表３に示す。
【００６８】
【表３】
2008174813.tif 000004
【００６９】
すなわち表３は、同一化学成分の１１８０ＭＰａ級鋼板において、板厚と、仕上圧延終了温度および巻取温度を変化させた例を示すものである。仕上圧延終了温度８８０℃以上、巻取り温度５７０℃以上を確保している鋼Ｎｏ．１１〜１５では、板厚に関わらず、平均粒径１０ｎｍ未満の析出物が生成しており、目標の引張強度（ＴＳ）と伸びが達成された。また、加工後の伸びフランジ性も良好で、さらに板形状も良好であった。なお、これらの鋼板は、組織観察の結果、フェライト単相組織であることを確認した。一方、比較鋼のＮｏ．１６は仕上圧延終了温度が低かったため表層部で結晶粒が粗大化し、さらに析出物も粗大化したため、目標の強度を満たさず、伸びも低かった。板形状も波打ちが顕著であった。Ｎｏ．１７は巻取温度が低かったため、鋼の強化に必要な析出物が不足して引張強度（ＴＳ）が目標に達せず、また波打ちが顕著であった。なお、鋼Ｎｏ．１１〜１５では析出物の個数は１μｍ３当たり約１×１０６個程度であり、Ｎｏ．１６および１７では約２．５〜４×１０５個程度と概算される。
【００７０】
（実施例３）
表４に化学成分を示す鋼を仕上圧延終了温度９２０℃以上、巻取温度６２０℃で熱間圧延を行い、板厚１．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。なお、鋼片の加熱温度は１２５０℃とした。これら熱延鋼板を酸洗後、亜鉛をめっき浴とする溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。実施例１と同様に、得られた鋼板から作製した薄膜について、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって組織観察を行うとともに、析出物のサイズを測定し、さらに析出物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｖの組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から決定した。また、これらめっき鋼板からＪＩＳ５号引張試験片および穴広げ試験片を採取し、引張試験を行った。さらに得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、冷間圧延にて圧下率１０％の冷間加工を施し、冷間加工後の鋼板から、穴広げ試験片を採取し、穴広げ試験を行った。なお、表４中のＡ値も表１と同様、（Ｉ）式の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）｝の値を示す。表５に、組織、析出物平均粒径、析出物の組成（Ｖ比率）、Ｔｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、加工後の穴広げ率（λ）を示す。
【００７１】
【表４】
2008174813.tif 000005
【００７２】
【表５】
2008174813.tif 000006
【００７３】
表５に示すように、本発明例であるＮｏ．１８は溶融亜鉛めっきを行っても伸び、加工後の伸びフランジ性ともに良好な値を示すのに対し、比較例Ｎｏ．１９は析出物が粗大化し、また析出物にＶがほとんど含まれていないため、伸びが低かった。また比較鋼Ｎｏ．２０はＴａの含有量が少ないため、加工後の伸びフランジ性が劣った。
【産業上の利用可能性】
【００７４】
本発明によれば、Ｔｉ、Ｍｏに加えてＶを適正なバランスで添加して、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む微細な炭化物を分散析出させること、および微量のＴａを添加することにより、圧下率１０％程度の冷間加工に相当する加工後の伸びフランジ性に優れた、引張強度９８０ＭＰａ以上の鋼板が得られる。本発明の鋼板は、高い引張強度と良好な加工性が要求される自動車用部材などに最適であり、本発明の鋼板を用いることにより、自動車部品製造に関して、生産性の向上や品質向上に寄与できる。
【図面の簡単な説明】
【００７５】
【図１】Ｖの添加量と析出効率の関係を示すグラフ。
【図２】本発明で得られたＴｉ、Ｍｏ、Ｖを含む微細な炭化物の一例（透過型電子顕微鏡による観察結果）。
【図３】引張強度９８０ＭＰａ以上の高張力鋼板に、１０％冷間加工を施した後の伸びフランジ性に及ぼすＴａ量の影響を示すグラフ。
【図１】
2008174813.tif 000007
【図２】
2008174813.tif 000008
【図３】
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