(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＴｉとＭｏを含む炭化物が分散析出したフェライト相に加えて、ベイナイト相および残留オーステナイト相を含む３相以上の組織からなり、フェライト相とベイナイト相の体積率が合計８０％以上でかつベイナイト相の体積率が５〜６０％、さらに残留オーステナイト相の体積率が３〜２０％であり、強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％、
Ｖ：０．０５〜０．５０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出したフェライト相に加えて、ベイナイト相および残留オーステナイト相を含む３相以上の組織からなり、フェライト相とベイナイト相の体積率が合計８０％以上でかつベイナイト相の体積率が５〜６０％、さらに残留オーステナイト相の体積率が３〜２０％であり、強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板。
【請求項３】
フェライト相中のＴｉとＭｏを含む炭化物あるいはＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物の平均粒径が３０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板。
【請求項４】
表面に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項に記載の強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、熱間圧延後、３５０℃以上５８０℃以下で巻取り、強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、熱間圧延後、平均冷却速度３０℃／ｓ以上１５０℃／ｓ以下で巻取り温度まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下で巻取り、強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、熱間圧延後、平均冷却速度３０℃/ｓ以上で、６００℃以上７５０℃以下の温度範囲まで冷却し、次いで該温度域において１〜１０秒の空冷を行った後、平均冷却速度１０℃/ｓ以上で巻取り温度まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下で巻取り、強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記鋼がさらに、質量％で、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含むことを特徴とする請求項５から請求項７のいずれか１項に記載の強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
さらに亜鉛系めっきを施すことを特徴とする請求項５から請求項８のいずれか１項に記載の強度と一様伸びバランス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、プレス加工、曲げ加工、伸びフランジ加工など何らかの加工を施されて使用される部材の素材に適した強度（ＴＳ）と一様伸び（Ｕ・Ｅｌ）バランスに優れた強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
環境問題に対する関心が高まるなか、種々の加工品において、高強度−薄肉化による部品の軽量化が志向されている。さらに高強度鋼板の適用拡大に伴い、高強度鋼板でもより複雑な加工をプレス成形により行う傾向が強まっており、高強度でありながら加工性に優れた材料が求められている。
【０００３】
特に、自動車分野において、高強度鋼板には強度と伸びフランジ性のバランスに加えて、種々の特性が要求されるようになってきている。すなわち、（１）衝突安全性の観点から高い降伏比（ＹＳ／ＴＳ＞０．７）、（２）張出し成形性の観点から優れた強度と一様伸びのバランス（ＴＳ×Ｕ・Ｅｌ＞１２０００）、（３）部品の耐久性の観点から良好なめっき性（一般にはＳｉ＜０．５％が必須条件の一つ）などが求められている。特に（２）の一様伸びに関しては、部品形状の複雑化およびプレス加工工程の短縮化にともない、降伏点以降のネッキングが始まるまでの延性が求められるようになっており、一様伸びの向上が極めて重要な要素となってきている。ところが、従来技術では（１）〜（３）の要求特性を３つとも同時に満足することは、非常に困難である。
【０００４】
従来、高強度鋼板は構造用部品に適用されることが多く、張出し成形性よりも伸びフランジ性が重視されてきた。そのため、高強度と高伸びフランジ性を両立させるための多くの方法が開示されている。例えば、特許文献１には組織をアシュキラーフライトとして、ＴｉＣまたはＮｂＣをアシュキュラーフェライト組織中に析出させることにより、また、特許文献２には、組織の８５％以上をポリゴナルフェライトとし、ＴｉＣを析出させると同時にＭｏを固溶させることにより、強度７００ＭＰａ以上でも優れた穴拡げ性を有する鋼板およびその製造方法が提案されている。しかしながら、上述のようなＴｉＣやＮｂＣを析出強化に利用した場合、析出物の粗大化による強度低下が避けられず、また、粗大化した析出物が割れの起点や割れ伝播経路となるため十分な伸びフランジ性を確保することは難しかった。
【０００５】
上述の問題点を解決するため、特許文献３には、フェライトを主相とし、フェライト粒内に平均粒径５０ｎｍ以下のＶ炭窒化物を析出させることにより全伸び、穴広げ性および耐疲労特性が良好な鋼板が提案されている。しかし、この方法で得られる組織はフェライトとパーライトを主体とするもので、残留オーステナイトやマルテンサイトを活用しようとするものではなく（第二相の割合が０％であることが極めて好ましいとされている）、強度と一様伸びのバランスが良好とは言い難い。一方、特許文献４、特許文献５、特許文献６、特許文献７、特許文献８、特許文献９、特許文献１０には、組織をフェライトとして、ＴｉとＭｏを含む平均粒径１０ｎｍ以下の超微細な析出物でフェライト組織を析出強化することにより、高いＹＳ／ＴＳと良好な穴広げ性、さらに良好なめっき性を有する鋼板およびその製造方法が提案されている。これらの方法は、上述の要求特性（１）に対しては非常に有効な手段であったが、フェライト単相組織だけで、良好な強度と一様伸びのバランスを得るには至っていない。
【０００６】
強度と一様伸びあるいは強度と全伸び（Ｅｌ）のバランスを改善する方法として、残留オーステナイト（残留γ）を活用する方法が数多く提案されている。例えば、特許文献１１には、Ｓｉ：０．５〜２０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０５〜０.３ｗｔ％等を含む組成とし、平均粒径が２.５μｍ未満のフェライトを主相とし、平均粒径が５μｍ以下のベイナイトと５％以上の残留γを含む組織とすることにより強度−全伸びバランスに優れた鋼板とその製造方法が開示されている。しかしながら、この方法は結晶粒の微細化による強化を主体としているため、ＹＳ／ＴＳ＞０．７を得るのは困難であり、強度も７８０ＭＰａ以上を得ることは難しい。
【０００７】
特許文献１２では、残留γ鋼においてポリゴナルフェライト占積率とポリゴナルフェライトの平均粒径の比を７以上とし、さらにＳｉを大量に添加することにより、また特許文献１３では、Ｓｉを０．５ｗｔ％以上添加した残留γ鋼中のフェライトをＴｉとＭｏを含む微細な析出物で強化することにより、強度７８０ＭＰａ以上でも強度−全伸びバランスに優れた鋼板およびその製造方法が開示されている。しかしながら、これらの方法では０．５ｗｔ％以上のＳｉを必要とするため、表面性状の劣化やめっき性の低下を招く。
【０００８】
多量のＳｉを添加せずに残留γ鋼を得る方法として、例えば特許文献１４には、Ｓｏｌ．Ａｌを０．８〜２.５ｗｔ％含み、体積率で５％以上の残留γを含む微細なポリゴナルフェライトを主相とする、強度−全伸びバランスに極めて優れた鋼板およびその製造方法が開示されている。この技術は穴広げ性を向上させるために、主相を微細なポリゴナルフェライトとするものであるが、この微細なポリゴナルフェライトは、Ｓｉで固溶強化されているのみ、あるいはＴｉＣやＮｂＣなどで析出強化されているのみであるため、溶融亜鉛めっきを施す際の再加熱時に析出物の粗大化が起こり、結晶粒が粗大化し、強度、穴広げ性が低下するという問題点がある。さらに、微細なポリゴナルフェライトを得るためには、仕上げ圧延機の少なくとも後段２スタンド以上のロール間で鋼板を加熱し、Ａｒ３−５０℃〜Ａｒ３＋１００℃で、かつこの温度域における合計の圧下率を３０％以上とすることが必要となる。仕上げ圧延機のロール間で鋼板を加熱する方法としては、ロールに直接通電過熱する方法が挙げられているが、このためには特別な設備が必要なことに加えて、１５００ｋＶＡもの電力が必要であり、省エネルギーの観点からも問題がある。
【特許文献１】特開平７−１１３８２号公報
【特許文献２】特開平６−２００３５１号公報
【特許文献３】特開２００４−１４３５１８号公報
【特許文献４】特開２００２−３２２５３９号公報
【特許文献５】特開２００２−３２２５４０号公報
【特許文献６】特開２００２−３２２５４１号公報
【特許文献７】特開２００２−３２２５４３号公報
【特許文献８】特開２００３−８９８４８号公報
【特許文献９】特開２００３−１３８３４３号公報
【特許文献１０】特開２００３−１３８３４４号公報
【特許文献１１】特開２０００−３３６４５５号公報
【特許文献１２】特開平４−２２８５３８号公報
【特許文献１３】特開２００３−３２１７３８号公報
【特許文献１４】特開平６−２６４１８３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、強度７８０ＭＰａ以上で、強度と伸びフランジ性のバランスに加えて、高い降伏比（ＹＳ／ＴＳ＞０．７）、優れた強度と一様伸びのバランス（ＴＳ×Ｕ・Ｅｌ＞１２０００）、良好なめっき性（一般にはＳｉ＜０．５％が必須条件の一つ）を有する高強度鋼板およびその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】
【００１０】
本発明者らは、強度７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板で、高い降伏比と良好なめっき性を維持したまま、強度−一様伸びバランスを高める方法について、成分および組織の最適化を図るべく、鋭意研究を重ねた。その結果、以下の（ｉ）〜（iii）を見出した。
（ｉ）フェライト相とベイナイト相を含む複相組織において、フェライトを微細なＴｉとＭｏを含む炭化物あるいはＴｉとＭｏとＶを含む炭化物で析出強化することによって、７８０ＭＰａ以上の高強度でも高い降伏比と良好な伸び、伸びフランジ性が得られる。
（ii）ＳｉではなくＡｌを用いかつ高強度の得られるベイナイト相を活用することで、高強度鋼板中に残留オーステナイト相を適量残留させることができ、かつめっき性も良好となる。
（iii）上記（ｉ）と（ii）の組み合わせにより、強度−一様伸びバランスの向上を図ることができる。
【００１１】
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）〜（９）を提供する。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＴｉとＭｏを含む炭化物が分散析出したフェライト相に加えて、ベイナイト相および残留オーステナイト相を含む３相以上の組織からなり、フェライト相とベイナイト相の体積率が合計８０％以上でかつベイナイト相の体積率が５〜６０％、さらに残留オーステナイト相の体積率が３〜２０％であり、強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板。
（２）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％、
Ｖ：０．０５〜０．５０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出したフェライト相に加えて、ベイナイト相および残留オーステナイト相を含む３相以上の組織からなり、フェライト相とベイナイト相の体積率が合計８０％以上でかつベイナイト相の体積率が５〜６０％、さらに残留オーステナイト相の体積率が３〜２０％であり、強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板。
（３）上記（１）または（２）において、フェライト相中のＴｉとＭｏを含む炭化物あるいはＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物の平均粒径が３０ｎｍ以下であることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかにおいて、表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板。
（５）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、熱間圧延後、３５０℃以上５８０℃以下で巻取り、強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
（６）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、熱間圧延後、平均冷却速度３０℃／ｓ以上１５０℃／ｓ以下で巻取り温度まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下で巻取り、強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
（７）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下（ただし、Ｓ：０．００３％以上を除く）、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％（ただし、Ａｌ：０．７０％以下を除く）、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、熱間圧延後、平均冷却速度３０℃/ｓ以上で、６００℃以上７５０℃以下の温度範囲まで冷却し、次いで該温度域において１〜１０秒の空冷を行った後、平均冷却速度１０℃/ｓ以上で巻取り温度まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下で巻取り、強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
（８）上記（５）〜（７）のいずれかにおいて、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含むことを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
（９）上記（５）〜（８）のいずれかにおいて、さらに亜鉛系めっきを施すことを特徴とする強度と一様伸びバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、強度７８０ＭＰａ以上で、強度と伸びフランジ性のバランスに加えて、高い降伏比（ＹＳ／ＴＳ＞０．７）、優れた強度と一様伸びのバランス（ＴＳ×Ｕ・Ｅｌ＞１２０００）、良好なめっき性（一般にはＳｉ＜０．５％が必須条件の一つ）を有する高強度鋼板およびその製造方法が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明について、金属組織、化学成分および製造条件に分けて具体的に説明する。
【００１４】
［金属組織］
まず、金属組織について説明する。
本発明に係る高強度熱延鋼板は、フェライト相、ベイナイト相および残留オーステナイト（残留γ）相の３相が複合した組織（一部マルテンサイトを含むことも可）を有し、かつフェライト組織がＴｉとＭｏあるいはＴｉとＶとＭｏを含む炭化物によって強化されている。以下、これらについて説明する。
【００１５】
・フェライト相およびベイナイト相の体積率が合計８０％以上かつベイナイト相の体積率が５〜６０％：
一般に、フェライト相はやわらかく伸びおよび伸びフランジ性に優れるが、高強度を得るには不利な相である。一方、ベイナイト相は硬く、高強度を得るには有利であり、単相の場合には伸びフランジ性にも優れる。しかしながら、ベイナイト相とフェライト相の複相組織とすると、やわらかいフェライトと硬いベイナイトの界面でクラックが生じ、伸びフランジ性が大幅に低下する。伸びフランジ性の低下を防止するためには、フェライト相とベイナイト相の相間硬度差を小さくすることが有効であり、このためにはフェライトをＴｉとＭｏあるいはＴｉとＶとＭｏを含む炭化物によって強化することが必要である。さらにベイナイト変態中はオーステナイト相（γ相）への炭素の濃化が進行するため、γ相を安定化させ、ひいては残留γ相の生成につながる。したがって、ベイナイト相は、高強度化と残留γ相生成に不可欠な相である。後述するようにＡｌはフェライトの生成とオーステナイト中へのＣの濃化を促進し、残留オーステナイトの生成を促進する元素であるが、この効果は主としてγ→α変態時に起こる。安定して残留γ相を得るためには、さらにベイナイト変態を活用し、γ相へのＣ濃化を促進させることが重要である。このため、Ａｌ添加のもとであっても、３％以上の残留γ相を得るためにはベイナイト相の体積率が５％以上は必要である。一方でベイナイト相の体積率が６０％を超えると、一様伸びが低下する。また、析出強化されたフェライト相とベイナイト相の合計の体積率が８０％未満の場合、マルテンサイトなどの第４相の生成により穴広げ性が低下する。以上の点からフェライトおよびベイナイト相の体積率を合計で８０％以上かつベイナイト相の体積率を５〜６０％とした。なお、上記３相以外は特に限定する必要はなく、マルテンサイト相等を含むことも可能であるが、マルテンサイト相等の３相以外の相の量は少ないほど望ましい。
【００１６】
・残留γ相が体積率で３〜２０％：
残留γ相は、いわゆるＴＲＩＰ効果をもたらし、鋼板の伸び特性を大きく改善するが、上記の微細析出物で強化されたフェライト相およびベイナイト相に３〜２０％の残留γ相が存在すると、特に一様伸び特性が大幅に向上する。残留γ相の体積率が３％未満ではこの効果は十分に発揮されず、また２０％超の残留γ相を得るにはＣおよびＡｌ添加量の増加、あるいは熱延後の冷却過程での再加熱などが必要になる。このため残留γ相の体積率は３〜２０％とした。なお、残留γ相の体積率はＸ線回折により測定することができる。
【００１７】
・ＴｉとＭｏを含む炭化物、ＴｉとＭｏとＶを含む炭化物：
ＴｉとＭｏあるいはＴｉとＭｏとＶを含む炭化物は、従来用いられてきたＴｉＣに比べて微細に析出するため、鋼を効率的に強化できる。これはＭｏ、Ｖの炭化物形成傾向がＴｉよりも弱いため、安定して微細に存在でき、加工性を低下させない少量の添加量で有効に強化できるからであると考えられる。加えて、微細炭化物で強化されたフェライト相およびベイナイト相に３〜２０％の残留γ相が存在すると、特に一様伸び特性が大幅に向上する。これは、フェライト相とベイナイト相の硬度差が小さいため両相があたかも高強度の単相組織として振舞い、そこに残留γ相によるＴＲＩＰ効果が発現されるためと思われる。一方、Ｔｉは炭化物形成傾向が強いため、Ｍｏ、あるいはさらにＶを含まない場合、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多量のＴｉＣを析出させる必要があり伸び特性を低下させる原因となっていた。加えて、Ｍｏ、あるいはさらにＶを含まない炭化物は鋼板を再加熱した際に容易に粗大化し、強度低下をもたらす。以上の点から、ＴｉとＭｏあるいはＴｉとＭｏとＶを含む炭化物をフェライト中に微細分散させた。
【００１８】
・炭化物の平均粒径が３０ｎｍ以下：
ＴｉとＭｏあるいはＴｉとＭｏとＶを含む炭化物は、ＴｉＣに比べて微細に析出する傾向を示すが、その平均粒径が３０ｎｍ以下の場合、フェライト相の強化により有効に寄与し、強度−一様伸びバランスおよび伸びフランジ性を向上させる。一方、平均粒径が３０ｎｍを超えると一様伸びおよび伸びフランジ性が低下する。したがって、炭化物の平均粒径を３０ｎｍ以下とした。
【００１９】
［化学成分］
次に、化学成分について説明する。なお、以下の化学成分の％表示は質量％を示す。
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは、ＴｉとＭｏ、あるいはＴｉとＭｏとＶを含む炭化物を形成しフェライト母相中に微細析出することで、鋼の強度を担うのに必要な元素である。また、フェライト変態およびベイナイト変態進行時にオーステナイト中に濃化し、残留γの生成を促進する。しかし、０．０５％未満では、残留γが生成せず、伸び特性が低下する。逆に０．２５％超ではマルテンサイトの生成が促進され伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｃ含有量を０．０５〜０．２５％とした。
【００２０】
Ｓｉ：０．５％未満
Ｓｉは固溶強化に寄与する元素であり、この観点から０．００１％以上含有することが好ましい。しかし、０．５％以上添加すると表面性状の悪化とめっき性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量を０．５％未満とした。
【００２１】
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎはセメンタイトの生成抑制を通じて、Ｃのオーステナイトへの濃化を促進し、残留γの生成に寄与する。しかし、０．５％未満ではセメンタイトの抑制効果が不十分であり、３．００％を超えると偏析が顕著となり加工性の低下を招く。そのため、Ｍｎ含有量を０．５〜３．０％とした。好ましくは０．８〜２％である。
【００２２】
Ｐ：０．０６％以下
Ｐは固溶強化に有効な元素であるが、偏析による伸びフランジ性の低下を招くため極力低減すべき元素である。そのような観点からＰ含有量を０．０６％以下とした。好ましくは、０．０３％以下である。
【００２３】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＴｉやＭｎと硫化物を形成するため、有効なＴｉやＭｎの低減を招く。したがってＳは極力低減すべき元素であり、その含有量を０．０１％以下とした。好ましくは０．００５％以下である。
【００２４】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０〜３．０％
通常Ａｌは脱酸材として用いられる元素であるが、本願では、めっき性を劣化させずにフェライトの生成とオーステナイト中へのＣの濃化を促進し、残留オーステナイトの生成を促進する元素として用いている。しかし、その量がＳｏｌ．Ａｌとして０．５０％未満では残留γ生成促進効果が不十分であり、逆に３．０％を超えると鋳造時の表面欠陥の増大を招き、伸びおよび伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．５０〜３．０％とした。さらに、フェライト相、ベイナイト相および残留γ相の３相が複合した組織を有し、かつフェライト組織がＴｉとＭｏあるいはＴｉとＶとＭｏを含む炭化物によって強化されている場合に、Ａｌ添加を行うと、Ｓｉ添加に比べて強度と一様伸びのバランスが向上する。
【００２５】
Ｎ：０．０２％以下
ＮはＴｉと結合して比較的粗大な窒化物を形成するため、有効Ｔｉ量の低減につながり、極力低減することが好ましい。このため、Ｎ含有量を０．０２％以下とした。好ましくは、０．０１０％以下である。
【００２６】
Ｍｏ：０．１〜０．８％
ＭｏはＴｉおよびＣと結合し微細な析出物を形成させるのに必要であり、本発明の重要な元素の一つである。０．１％未満では形成される微細析出物量が不十分で７８０ＭＰａ以上の強度を安定して得ることが困難となる。一方、０．８％を超えて添加しても効果が飽和するばかりかコストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ含有量を０．１〜０．８％とした。好ましくは、０．１〜０．４％である。
【００２７】
Ｔｉ：０．０２〜０．４０％
ＴｉはＭｏおよびＣと結合し微細な炭化物を形成させるのに必要であり、本発明の重要な元素の一つである。０．０２％未満では形成される微細炭化物量が不十分で７８０ＭＰａ以上の強度を安定して得ることが困難となる。一方、０．４０％を超えて添加すると、かえって炭化物の粗大化を招き強度低下につながる。したがって、Ｔｉ含有量を０．０２〜０．４０％とした。好ましくは、０．０４〜０.３０％である。
【００２８】
Ｖ：０．０５〜０．５０％
Ｖは、Ｔｉ、Ｍｏとともに微細な炭化物を形成させるのに効果的な元素であり、本発明の重要な元素の一つである。Ｖの添加がない場合、微細炭化物は主にＴｉＭｏＣ２として析出するが、Ｖが添加されると、析出物は主に（Ｔｉ,Ｖ）ＭｏＣ２として析出する。このため、微細な炭化物をより多く分散析出させることが可能となり、鋼の高強度化に極めて有効に作用する。このため、特に強度９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るにはＶ添加は有効である。また、Ｖの炭化物は比較的低温で溶解するため、スラブ過熱時に容易に固溶させることが可能であり、ＴｉとＭｏのみを用いるよりもより容易に高強度化が可能である。しかし、Ｖ含有量が０．０５％未満では、微細分散炭化物量の増加が十分ではない、一方、０．５０％を超えて添加しても炭化物の粗大化による強度低下を招く。したがって、Ｖ含有量をＶ：０．０５〜０．５０％とした。好ましくは０．１〜０．４０％である。
【００２９】
［製造条件］
次に、本発明の製造条件（熱延条件）について説明する。
本発明の鋼板は、上記した化学成分の鋼を素材として熱間圧延して製造することができる。本発明鋼板は、通常の公知の溶製方法をすべて適用することができ、溶製方法は限定する必要はない。例えば、溶製方法としては転炉、電気炉等で溶製し、真空脱ガス炉にて２次精錬を行うのが好適である。鋳造方法は生産性、品質上の点から連続鋳造法が好ましい。
【００３０】
また本発明においては、鋼素材を鋳造後、いったん室温にまで冷却し、その後、再度過熱して熱間圧延する通常の方法を採用してもよいし、鋳造後直ちにまたは補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行ってもよく、いずれの場合にも本発明の効果に影響を及ぼさない。さらに熱間圧延においては、粗圧延後に仕上げ圧延前で加熱を行っても、粗圧延後に圧延材を接合して連続熱延を行っても、さらには圧延材の加熱と連続圧延を行っても本発明の効果は損なわれない。なお、スラブの加熱温度は、炭化物を固溶させるために１２００〜１３００℃とすることが好ましく、また、圧延負荷低減および表面性状の確保のため、熱間圧延の仕上圧延温度を８００℃以上とすることが好ましい。さらに、仕上圧延温度は、結晶粒の微細化のため、１０５０℃以下とすることが好ましい。
【００３１】
本発明の鋼板では、ベイナイト変態を残留γの生成促進に、ベイナイト相を高強度化に活用している。ベイナイト相の生成には熱間圧延後の巻取り温度を３５０℃以上５８０℃以下とすることが好適である。巻取り温度が５８０℃を超えると、巻取り後セメンタイトの析出が生じ、逆に３５０℃未満ではマルテンサイト相が生成し、一様伸びが劣化する。したがって、３５０℃以上５８０℃以下で巻き取ることが好適である。好ましくは４００℃以上５３０℃以下である。なお、熱間圧延後の平均冷却速度を３０℃／ｓ以上１５０℃／ｓ以下として、３５０℃以上５８０℃以下で巻取ることが上述した本発明のミクロ組織を得る上で好ましい。平均冷却速度が３０℃／ｓ未満となると、フェライト粒およびフェライト中の炭化物の粗大化が起こりやすく、強度低下を招きやすいため、３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、１５０℃／ｓを超えると、フェライト粒の生成が困難となりかつ炭化物の生成が起こりにくくなる。このため１５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、４０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下である。
【００３２】
また、熱間圧延後の平均冷却速度を３０℃／ｓ以上として６００℃以上７５０℃以下の温度域まで冷却し、次いで６００℃以上７５０℃以下の温度範囲において１〜１０秒の空冷を行った後、平均冷却速度１０℃／ｓ以上の冷却速度で巻取り温度まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下で巻取ることで、上述した本発明のミクロ組織を容易に得ることが可能となる。熱延後の平均冷却速度が３０℃／ｓ未満となるとフェライト粒およびフェライト中の炭化物の粗大化がおこり、強度低下を招きやすい。さらに、６００℃以上７５０℃以下の温度範囲において１〜１０秒の空冷を行うことにより、フェライト変態の促進と未変態γ中へのＣ濃化の促進および生成したフェライト中へのＴｉ−ＭｏあるいはＴｉ−Ｖ−Ｍｏを含む炭化物の微細析出の促進を図ることができる。空冷温度が７５０℃を超えると析出物が粗大し、強度低下を招く。一方、空冷温度が６００℃未満では炭化物の析出が十分に起こらず、強度低下を招く。さらに、空冷時間が１秒未満では炭化物の析出が不足する。一方、空冷時間が１０秒超となるとフェライト変態が過度に進行するため、５％以上のベイナイト相が得られなくなる。また、空冷後の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、パーライトが生成し、穴広げ性が低下する。
【００３３】
なお、熱延後の冷却速度、空冷後の冷却速度の上限については、特に限定する必要はないが、設備の制約上、熱延後の冷却速度は７００℃／ｓ以下、空冷後の冷却速度は２００℃以下とすることが好ましい。
【００３４】
なお、本発明の鋼板は、溶融めっき、電気めっきなどのめっきを施して表面に亜鉛系めっき皮膜を形成することも可能であり、本発明の高強度鋼板には、このように表面に亜鉛系めっき皮膜を形成し、亜鉛系めっき鋼板としたものも含む。化成処理を施してもよい。
【００３５】
本発明の高強度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することができる。ここで、亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体としためっきであり、亜鉛の他にＡｌ、Ｃｒ等の合金元素を含有するものも含む。なお、溶融亜鉛系めっきの場合、このような亜鉛系めっきを施した本発明の高強度鋼板は、めっきままでもめっき後合金化処理を行ってもかまわない。溶融亜鉛めっきを施す場合のめっき前加熱温度については、４５０℃未満ではめっきがつかず、Ａｃ３点超えでは一様伸びの低下が生じやすい。そのため、加熱温度は４５０℃以上、Ａｃ３点以下が好ましい。
【００３６】
また、本発明の鋼板は、黒皮ままでも酸洗材でもその特性に差異はない。調質圧延についても通常行われているものであれば特に規定はない。さらに、めっきを施す場合は酸洗後が好ましい。
【実施例】
【００３７】
表１に示す化学成分組成を有するスラブを種々の温度に加熱したのち熱間圧延により板厚２．０ｍｍの熱延板とした。この際、加熱温度、仕上げ圧延温度、冷却速度および巻き取り温度を変化させた。これら熱延板に酸洗処理を施したのち各種試験の供試材とした。伸びフランジ性の指標となる穴広げ率λは、鋼板から１３０ｍｍ角の板を切り出しドリル加工によって１０ｍｍΦの切削穴を空けた後、６０°円錐ポンチを下から押し上げ、亀裂が鋼板を貫通した時点で穴径ｄを測定し、穴広げ率λ〔％〕を次式により計算した。
λ（％）＝１００・（ｄ−１０）／１０
【００３８】
機械的特性は、圧延方向から９０度の方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験により求めた。炭化物の組成（Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖなど）は、鋼板から薄膜サンプルを作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）のエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）より決定した。また、炭化物の平均粒径は、観察倍率２０万倍で１０個以上フェライト粒を観察し、個々の炭化物の面積をもとに各々の炭化物の直径を画像処理により、円相当直径に換算して求め、これを平均して炭化物粒径とした。組織の同定は、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により行い、フェライト、ベイナイトの面積率を求め、これを体積率とした。また、残留γ量（体積率）はＸ線回折により求めた。
【００３９】
【表１】
0004819489.tif 000002
【００４０】
さらに、鋼Ａ、Ｊおよび鋼Ｌ、ＡＡの鋼帯の一部は、連続式溶融亜鉛めっきラインで４５０℃以上Ａｃ３点以下の温度である６８０℃で合金化溶融亜鉛めっき処理（加熱温度＝６８０℃、合金化温度＝５６０℃−６０秒）を行った。めっき層の外観観察およびめっきの密着性を評価するためにＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に基づき1８０°曲げ試験を実施し、その後曲げ部にテープ（日東化工（株）製  ダンプロンプロＮｏ．３７５）を貼り付けた後、テープを剥離し、目視にて観察した。めっきの剥離が全くない場合を良好、肉眼でも認識できるレベルのめっき剥離がある場合を不良として判定した。
【００４１】
製造条件を表２に、熱延−酸洗後の特性を表３に、めっき後の特性を表４に示す。これらの表から、本発明例はいずれも、比較例に比べて高い降伏比を有し、強度−一様伸びバランスおよび伸びフランジ性に優れ、かつめっき性にも優れることが示された。逆に、いずれか１つ以上の条件において本発明の範囲から外れる比較例の鋼板は、高い降伏比、強度−一様伸びバランス、伸びフランジ性およびめっき性のすべての特性を同時に満足するものではなかった。
【００４２】
【表２】
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【００４３】
【表３】
0004819489.tif 000004
【００４４】
【表４】
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【産業上の利用可能性】
【００４５】
本発明は、例えば自動車用鋼板など種々の用途に加工されて使用される高強度熱延鋼板として好適である。