(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass%で、C：0.02%以上0.20%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上2.5%以下、P：0.06%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.05%以上0.25%以下、V：0.05%以上0.25%以下を、さらに、W:0.005%以上0.2%以下、Zr：0.0005%以上0.05%以下のいずれか1種または2種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、実質的にフェライト単相組織であり、前記フェライト単相組織中には、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTiが200mass ppm以上1750mass ppm以下、Vが150 mass ppm以上1750 mass ppm以下であり、固溶Vが200 mass ppm以上1750 mass ppm未満である組織を有することを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
引張強度ＴＳが780ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
塩温水浸漬試験におけるテープ剥離試験後の片側最大剥離幅が3.0mm以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
伸張率10%での圧延後の伸びフランジ特性λ10が60%以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工後の伸びフランジ特性および塗装後耐食性に優れた高強度鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の足回り部材やトラック用フレーム等といった部品には成形性（主に伸びおよび伸びフランジ特性）が必要とされており、従来は引張強度が590ＭＰａ級の鋼が使用されてきた。しかし、近年、自動車の環境負荷低減や衝撃特性向上の観点から、自動車用鋼板の高強度化が推進されており、引張強度が780ＭＰａ級の鋼の使用が検討され始めている。
【０００３】
鉄鋼材料は、一般に、強度が上昇するに伴い加工性が低下する。そのため、高強度かつ高加工性を有する鋼板についての研究がなされてきた。伸びおよび伸びフランジ特性を向上させる技術として、例えば、特許文献１〜6が挙げられる。
【０００４】
特許文献１には、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径10nm未満のＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、引張強度が590ＭＰａ以上の加工性に優れた高張力鋼板に関する技術が開示されている。
【０００５】
特許文献２には、質量で、Ｃ：0.08〜0.20%、Ｓｉ：0.001%以上0.2%未満、Ｍｎ：1.0%超3.0%以下、Ａｌ：0.001〜0.5%、Ｖ：0.1%超0.5%以下、Ｔｉ：0.05%以上0.2%未満およびＮｂ：0.005%〜0.5%を含有し、かつ、（式１）（Ｔｉ/48＋Ｎｂ/93）×Ｃ/12≦4.5×10−５、（式２）0.5≦（Ｖ/51＋Ｔｉ/48＋Ｎｂ/93）/（Ｃ/12）≦1.5、（式３）Ｖ＋Ｔｉ×2＋Ｎｂ×1.4＋Ｃ×2＋Ｍｎ×0.1≧0.80の3式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、平均粒径5μｍ以下で硬度が250Ｈｖ以上のフェライトを70体積%以上含有する鋼組織を有し、880ＭＰａ以上の強度と降伏比0.80以上を有する高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。
【０００６】
特許文献３には、質量で、Ｃ：0.05〜0.2%、Ｓｉ：0.001%〜3.0%、Ｍｎ：0.5〜3.0、Ｐ：0.001〜0.2%、Ａｌ：0.001〜3%、Ｖ：0.1%を超えて1.5%までを含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織は平均粒径1〜5μmのフェライトを主相とし、フェライト粒内に平均粒径が50nm以下のＶの炭窒化物が存在することを特徴とする熱延鋼板に関する技術が開示されている。
【０００７】
特許文献４には、鋼組織中に炭化物を析出させてなる熱的安定性に優れた高強度薄鋼板が開示されている。この薄鋼板は、炭化物がMを金属元素とした場合にMＣで表されるNaＣl型の結晶構造を有し、金属元素Mは2種以上の金属からなり、かつこれら2種以上の金属が結晶格子内で規則的に配列した超格子構造を形成していることを特徴とする。
【０００８】
特許文献５には、以下の熱延鋼板が開示されている。成分組成は、質量%で、C：0.0002〜0.25%、Si：0.003〜3.0%、Mn：0.003~3.0%及びAl：0.002〜2.0%を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のPは0.15%以下、Sは0.05%以下、Nは0.01%以下である。そして、面積割合で金属組織の70%以上がフェライト相で、その平均結晶粒径が20μm以下、アスペクト比が3以下である。さらに、フェライト粒界の70%以上が大角粒界からなり、大角粒界で形成されたフェライト相のうち、最大径が30μm以下、最小径が5nm以上である析出物の面積割合が金属組織の2%以下である。さらに、フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が20μm以下であり、最も近い第二相間にフェライト相の大角粒界が存在する。
【０００９】
特許文献6には、質量%にて、C：0.01〜0.1%、S≦0.03%、N≦0.005%、Ti：0.05~0.5%を含み、さらにTi-48/12C-48/14N-48/32S≧0%を満たす範囲でTiを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、少なくとも板厚の1/2厚における板面の{100}<011>〜{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が3以上、かつ、{554}<225>、{111}<112>および{111}<110>の3方位のX線ランダム強度比の平均値が3.5以下であり、少なくとも一方の鋼板表面の算術平均粗さRaが1〜3.5である鋼板に、潤滑効果のある組成物が塗布されていることを特徴とする形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板について、開示されている。
【特許文献１】登録特許第３５９１５０２号公報
【特許文献２】特開２００６−１６１１１２号公報
【特許文献３】特開２００４−１４３５１８号公報
【特許文献４】特開２００３−３２１７４０号公報
【特許文献５】特開２００３−２９３０８３号公報
【特許文献６】特開２００３−１６０８３６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、上述の従来技術には、次のような問題がある。
特許文献１および４では、Ｍｏを含有しているため、近年のＭｏの原材料価格の高騰に絡んで、著しいコスト増加を招く問題がある。
さらに、自動車産業のグローバル化が進み、自動車に使用される鋼板は、厳しい腐食環境下において使用されるようになり、鋼板に対してより高い塗装後耐食性が必要とされている。これに対して、Ｍｏの添加は化成結晶の生成または成長を阻害するため、鋼板の塗装後耐食性を低下させ、上記要求に対応することができない。すなわち、特許文献1および特許文献4に記載の鋼では、近年の自動車産業の要求を満たす塗装後耐食性が得られない。
【００１１】
一方、近年のプレス技術の進歩により、ドロー（絞りおよび張り出し）→トリム(穴抜き)→リストライク（穴広げ）のような加工工程が採用され始めており、このような加工工程を経て成形される鋼板の伸びフランジ部位には、ドロー・トリム後、すなわち加工後の伸びフランジ特性が必要とされる。しかし、特許文献２、３、４では、780ＭＰａ以上のＴＳを得ようとすると、必ずしも十分な加工後の伸びフランジ特性が得られない。特許文献３に添加されるＮｂは、熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を抑制する働きが高い。そのため、鋼板に未再結晶粒を残存させ、加工性を低下させる問題がある。また、熱間圧延時の圧延荷重を増加させる問題がある。
【００１２】
特許文献５では、引張強度ＴＳが422MPaまでのフェライト単相鋼板（例えば、実施例の表6、試験番号1から5および実施例の表8、試験番号45）と、引張強度ＴＳが780MPa以上のフェライト相と第二相で構成される複合組織鋼板（例えば、実施例表6、試験番号33から36および実施例表8、試験番号49）が開示されている。これら特許文献5の鋼板では、主に、SiまたはMnによる固溶強化と、硬質な第二相を利用した変態組織強化が活用されている。そのため、鋼板は、仕上げ圧延終了後2秒以内に平均冷却速度30℃/s以上で600〜800℃の温度範囲まで冷却され、次いで3〜15秒の間空冷された後、さらに平均冷却速度30℃/秒以上で水冷されて巻き取られる必要がある。これにより、フェライト変態時の二相分離が促進され、鋼板の組織はフェライト相と第二相による複合組織となる。また仕上げ圧延温度が、(Ae3点+100℃)〜Ae3点と、後述する本発明を製造するにあたり好適と考える温度範囲よりも低い温度範囲に設定されている。例えば、引張強度ＴＳが780MPa以上の複合組織鋼板（実施例の表6、試験番号33から36）では、仕上げ圧延温度が871℃〜800℃であった。仕上げ圧延温度が低い場合、オーステナイト相中のＴｉなどの炭化物形成元素の固溶限が低下し、かつ、圧延による加工によって析出サイトが導入されるため、20nm以上の析出物が生成する。この現象は歪誘起析出と呼ばれる。特許文献５における鋼板および製造方法では、歪誘起析出が生じるために、大きさ20nm以上の析出物の生成量が多くなってしまう。
さらに、特許文献５では、鋼組成のＣ含有量を非常に少なくし、かつオーステナイト安定化元素であるＭｎの含有量を少なくすることで、フェライト単相組織の製造を実現した技術が開示されている（参照：実施例の表２、鋼番AAからAE）。しかし、この場合は、固溶強化元素でもあるＭｎの含有量が減るので、固溶強化量が低下する。また、Ｃ含有量の減少により析出強化に効果のあるTiやNbなどの炭化物の析出量が減少し、析出強化量も減少する。その結果、固溶強化量および析出強化量を合わせても、フェライト単相組織鋼板の場合は、780MPa以上の強度が出せないということになる（参照：実施例の表6、試験番号1から5および実施例の表8、試験番号45）。
以上の理由から、特許文献５の技術においては、本発明が目的とする、組織が実質的にフェライト単相で引張強度が780MPa以上であり他の特性も有する鋼板は製造できない。
【００１３】
特許文献6では、引張強度σBが780MPa以上の鋼板（例えば、実施例表中の鋼記号A-4、A-8、A-10、C、E、H）が開示されているが、これらの鋼板のＹＲ（単位％、ここでＹＲとは、σY/σB×100）は69%から74%と低いことから、これらの鋼板はマルテンサイト相などの硬質な第二相を含んでいることが推察される。
これより、特許文献６における780MPa以上の鋼板の設計思想は、特許文献５と同様に、主に、ＳｉまたはＭｎによる固溶強化と、硬質な第二相を利用した変態組織強化を活用するものと考えられる。そのため、特許文献５と同様に、後述する本発明を製造するにあたり好適と考える温度範囲よりも低い仕上げ圧延温度（Ar3点+100℃以下）で、合計圧化率25%以上の圧延を行なう必要がある。例えば、特許文献６の実施例によれば、引張強度σBが780MPa以上の鋼板の仕上げ圧延温度は800℃から890℃であった。特許文献６における鋼板および製造方法では、特許文献５と同様に、歪誘起析出が生じて大きさ20nm以上の析出物の生成量が多くなり、結果として本発明が目的とする、組織が実質的にフェライト単相で引張強度が780MPa以上および他の特性も有する鋼板は製造できない。
【００１４】
本発明は、かかる事情に鑑み、加工後の伸びフランジ特性に優れ、かつ、塗装後耐食性に優れた高強度鋼板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】
【００１５】
本発明者等は、加工後の伸びフランジ特性および塗装後耐食性に優れ、引張強度が780ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板を得るべく検討したところ、以下の知見を得た。
i)高強度と塗装後耐食性に優れた鋼板を得るためには、析出物を微細化（大きさ20nm未満）し、微細な析出物（大きさ20nm未満）の割合を高め必要がある。そして、析出物を微細なまま維持するには析出物としてＴｉ−Ｍｏを含むもの、または、Ｔｉ−Ｖを含むものが挙げられるが、塗装後耐食性を向上させる観点からはＴｉとＶの複合析出が有用である。
ii)加工後の伸びフランジ性の向上にはＶの固溶が重要であり、特性向上に最適なＶの固溶量が存在する。
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。
［１］mass%で、C：0.02%以上0.20%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上2.5%以下、P：0.06%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.05%以上0.25%以下、V：0.05%以上0.25%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、実質的にフェライト単相組織であり、前記フェライト単相組織中には、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTiが200mass ppm以上1750mass ppm以下、Vが150 mass ppm以上1750 mass ppm以下であり、固溶Vが200 mass ppm以上1750 mass ppm未満である組織を有することを特徴とする高強度鋼板。
［２］前記［１］において、mass%で、さらに、Cr：0.01%以上0.5%以下、W:0.005%以上0.2%以下、Zr：0.0005%以上0.05%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高強度鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、引張強度ＴＳが780ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板。
［４］前記［１］〜［３］のいずれかにおいて、塩温水浸漬試験におけるテープ剥離試験後の片側最大剥離幅が3.0mm以下であることを特徴とする高強度鋼板。
［５］前記［１］〜［４］のいずれかにおいて、伸張率10%での圧延後の伸びフランジ特性λ10が60%以上であることを特徴とする高強度鋼板。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%、ppmは、すべてmass%、mass ppmである。また、本発明における高強度鋼板とは、引張強度（以下、ＴＳと称する場合もある）が780ＭＰａ以上の鋼板であり、熱延鋼板、さらには、これらの鋼板に例えばめっき処理等の表面処理を施した表面処理鋼板も対象とする。
さらに、本発明の目標とする特性は、伸張率10%で圧延後の伸びフランジ特性（λ10）≧60%、後述する塩温水浸漬試験(ＳＤＴ)におけるテープ剥離試験後の片側最大剥離幅≦3.0mmである。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、加工後の伸びフランジ特性および塗装後耐食性に優れ、ＴＳが７８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板が得られる。さらに、本発明では、Ｍｏを添加せずとも上記効果が得られるので、コスト削減がはかれることになる。
そして、例えば、本発明の高強度熱延鋼板を自動車の足回り部材やトラック用フレームなどに用いることにより、板厚減少が可能となり、自動車の環境負荷が低減され、衝撃特性が大きく向上することが期待される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明を詳細に説明する。
１）まず、本発明における鋼の化学成分（成分組成）の限定理由について説明する。
Ｃ：0.02%以上0.20%以下
Ｃは、ＴｉやＶと炭化物を形成しフェライト中に析出することで、鋼板の強度化に寄与する元素である。TSを780ＭＰａ以上とするためには、Ｃ量を0.02%以上とする必要がある。一方、Ｃ量が0.20%を超えると析出物の粗大化や第二相組織の形成により加工後の伸びフランジ特性が低下する。以上より、Ｃ量は0.02%以上0.20%以下、好ましくは、0.03%以上0.15%以下とする。
【００１８】
Ｓｉ：0.3%以下
Ｓｉは固溶強化に寄与する元素であるが、0.3%を超えて添加すると粒界にセメンタイトが生成し、加工後の伸びフランジ特性が低下する。よって、Ｓｉ量は0.3%以下とする。好ましくは、0.001%以上0.2%以下とする。
【００１９】
Ｍｎ：0.5%以上2.5%以下
Ｍｎは固溶強化に寄与する元素である。しかしながら、その量が0.5%に満たないと780ＭＰａ以上のＴＳが得られない。一方、Ｍｎ量が2.5%を越えて添加すると、溶接性を著しく低下させる。以上より、Ｍｎ量は0.5%以上2.5%以下、好ましくは0.6%以上2.0%以下である。
【００２０】
Ｐ：0.06%以下
Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析するため、低温靭性劣化と加工性低下を招く。そのため、Ｐ量は極力低減することが好ましく、0.06%以下とする。好ましくは、0.001%以上0.055%以下とする。
【００２１】
Ｓ：0.01%以下
Ｓは旧オーステナイト粒界に偏析したりＭｎＳとして多量に析出すると、低温靭性を低下させる。また、加工の有無に関わらず伸びフランジ性を著しく低下させる。そのため、Ｓ量は極力低減することが好ましく、0.01%以下とする。好ましくは、0.0001%以上、0.005%以下とする。
【００２２】
Ａｌ：0.1%以下
Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには0.001%以上含有させることが好ましい。しかし、0.1%を超えると介在物が多量に発生し、鋼板の疵の原因になる。よって、Ａｌ量は0.1%以下とする。好ましくは、0.01%以上0.04%以下である。
【００２３】
Ｔｉ：0.05%以上0.25%以下
Ｔｉは、フェライトを析出強化する上で非常に重要な元素であり、本発明の効果を得る上で、重要な要件となる。Ｔｉ量が0.05%未満では必要な強度を確保することが困難である。一方、0.25%を超えるとその効果は飽和し、コストアップとなるだけである。よって、Ｔｉ量は0.05%以上0.25%以下、好ましくは0.08%以上0.20%以下とする。
【００２４】
Ｖ：0.05%以上0.25%以下
Ｖは、析出強化または固溶強化として強度の向上に寄与する元素であり、上記Ｔｉと並んで、本発明の効果を得る上で、重要な要件となる。適量をＴｉとともに複合添加することで、粒径（以下、「大きさ」と称することもある）20nm未満の微細なＴｉ−Ｖ炭化物として析出する傾向にあり、かつ、Ｍｏのように塗装後耐食性を低下させることはない。Ｖ量が0.05%未満では、上記添加効果が乏しい。一方、Ｖ量が0.25%超えでは、その効果は飽和し、コストアップとなるだけである。よって、Ｖ量は0.05%以上0.25%以下、好ましくは、0.06%以上0.20%以下とする。
【００２５】
以上の必須添加元素で、本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、以下の理由により、さらにＣｒ：0.01%以上0.5%以下、Ｗ:0.005%以上0.2%以下、Ｚｒ：0.0005%以上0.05%以下のいずれか1種または2種以上を添加してもよい。
Ｃｒ：0.01%以上0.5%以下、Ｗ:0.005%以上0.2%以下、Ｚｒ：0.0005%以上0.05%以下
Ｃｒ、ＷおよびＺｒは、Ｖと同様、析出物を形成してあるいは固溶状態でフェライトを強化する働きを有する。Ｃｒ量が0.01%未満、Ｗ量が0.005%未満、あるいはＺｒ量が0.0005%未満では高強度化にほとんど寄与しない。一方、Ｃｒ量が0.5%超え、Ｗ量が0.2%超え、あるいはＺｒ量が0.05%超えでは加工性が劣化する。したがって、Ｃｒ、Ｗ、Ｚｒのいずれか1種または2種以上を添加する場合、その添加量はＣｒ：0.01%以上0.5%以下、Ｗ:0.005%以上0.2%以下、Ｚｒ：0.0005%以上0.05%以下とする。好ましくは、Ｃｒ：0.03%以上0.3%以下、Ｗ：0.01%以上0.18%以下、Ｚｒ：0.001%以上0.04%以下である。
【００２６】
なお、上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、例えば、Ｏは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、0.003%以下に低減するのが望ましい。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂを0.1%以下の範囲で含有してもよい。
【００２７】
２)次に、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
【００２８】
実質的にフェライト単相組織
TSが780MPa以上で、かつ、加工後の伸びフランジ性の向上には、転位密度の低いフェライトが有効であり、かつ、単相組織とすることが有効である。特に、延性に富むフェライト単相組織とすることで、加工後の伸びフランジ性の向上効果が顕著となる。ただし、必ずしも完全にフェライト単相組織でなくてもよく、実質的にフェライト単相組織であれば上記効果は十分に得られる。ここで、実質的にフェライト単相組織とは、本発明の炭化物以外に、微量の他の相ないしは析出物を許容することであり、好ましくはフェライトの体積率が95%以上である。また、体積率が5%までの範囲であれば、セメンタイト、パーライト、ベイナイトの組織を含んでも、本発明の特性に影響ない。
なお、フェライトの体積率は、圧延方向に平行な板厚断面のミクロ組織を3%ナイタールで現出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて1500倍で板厚1/4位置を観察し、例えば、住友金属テクノロジー株式会社製の画像処理ソフト「粒子解析II」を用いてフェライト面積率を測定することで求められる。
【００２９】
フェライト単相組織中には、大きさ20nm未満の析出物に含まれるＴｉが200ppm以上1750ppm以下、Ｖが150ppm以上1750ppm以下
本発明の高強度鋼板において、Ｔｉおよび/またはＶを含む析出物は、主に炭化物としてフェライト中に析出している。これは、フェライトにおけるＣの固溶限が小さく、過飽和のＣがフェライト中に炭化物として析出しやすいためと考えられる。そして、このような析出物により軟質のフェライトが硬質化（高強度化）し、780ＭＰａ以上のＴＳが得られることになる。また、YSが高くなり、83%以上のYR(=YS/YR)が得られることになる。
【００３０】
高強度鋼板を得るためには、上述したように、析出物は微細化（大きさ20nm未満）し、この微細な析出物（大きさ20nm未満）の割合を高めることが重要である。析出物の大きさが20nm以上では、転位の移動を抑制する効果が小さく、フェライトを十分に硬質化できないため、強度が低下する場合がある。
さらに、検討した結果、塗装後耐食性については、析出物サイズが微細であることが重要であることが明らかとなった。従来のＴｉ系(Ｔｉ単独添加)ＨＳＬＡ鋼においては、Ｔｉの添加量が増すに伴い、析出物は粗大化し易い傾向にある。そのため、このような鋼板では強度低下に伴い塗装後耐食性も低下する傾向にあった。析出物の粗大化に伴う塗装後耐食性の低下の理由は明らかではないが、粗大な析出物は化成結晶の生成、または、成長を阻害するためと考えられる。
以上より、析出物の大きさは20nm未満とすることが好ましい。この20nm未満の微細な析出物は、ＴｉとＶを共に添加することにより達成される。Ｖは主にＴｉと複合炭化物を形成する。理由は明らかではないが、これらの析出物は、本発明範囲の巻取温度内の高温長時間下において、安定的に微細なままで存在することがわかった。
【００３１】
さらに、大きさが20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量の制御が重要となる。20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量が200ppm未満、また、Ｖ量が150ppm未満であると、析出物の数密度が小さくなり、各析出物の間隔が広くなるため、転位の移動を抑制する効果が小さくなることがわかった。そのため、フェライトを十分に硬質化できないため、TSが780ＭＰａ以上の強度が得られなくなる。また、20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量が200ppm以上で、20nm未満の析出物に含まれるＶ量が150ppm未満の時は、析出物は粗大化し易い傾向にあるため、ＴＳが780ＭＰａ以上の強度が得られなくなる場合がある。また、20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量が200ppm未満で、20nm未満の析出物に含まれるＶ量が150ppm以上の時は、Ｖの析出効率が悪くなるため、ＴＳが780ＭＰａ以上の強度が得られなくなる場合がある。一方、20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量が1750ppmを越え、または、Ｖ量が1750ppmを越えて析出すると、塗装後耐食性が低下し、目標の特性が得られなくなる。これは、多量の微細析出物は鋼板表面において、化成結晶の生成、または、成長を阻害するためと考えられる。よって、大きさが20nm未満の析出物に含まれる析出Ｔｉ量および析出Ｖ量は共に満足する必要がある。
さらに大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の比が0.4≦(Ti/48)/(V/51)≦2.5であるとき、785MPa以上のTSが得られ、より好適な状態となることがわかった。理由は明らかではないが、TiとVの組成比が最適化されることによって、熱的な安定性が向上したためと考えられる。
【００３２】
以上より、大きさが20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量は200ppm以上1750ppm以下、Ｖ量は150ppm以上1750ppm以下とする。さらには、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の比は0.4≦(Ti/48)/(V/51)≦2.5が好ましい。
なお、析出物及び／又は介在物をまとめて析出物等と称する場合がある。
【００３３】
なお、上記Ｔｉ量およびＶ量は、巻取温度によって制御することができる。この時の巻取温度は500℃以上700℃以下が好ましい。巻取温度が700℃を超えると析出物の粗大化が起こり、20nm未満の析出物に含まれるＴｉおよびＶの析出量がそれぞれ200ppm未満、150ppm未満となり、780ＭＰａ以上のＴＳが得られない。また、巻取温度が500℃未満でも、20nm未満の析出物に含まれるＴｉおよびＶの析出量がそれぞれ200ppm、150ppm未満となる。これは、巻取温度が低いため、ＴｉおよびＶの拡散が不十分なためであると考えられる。
【００３４】
大きさが20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量は、以下の方法により確認することができる。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過する。この孔径20nmのフィルタをろ液と共に通過した析出物が大きさ20nm未満である。次いで、ろ過後のろ液に対して、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法、ＩＣＰ質量分析法、および原子吸光分析法等から適宜選択して分析し、大きさ20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量を求める。
【００３５】
固溶Ｖ量が200ppm以上1750ppm未満の組織
本発明において、固溶Ｖは最も重要な要件である。加工後の伸びフランジ特性向上には、Ｖの固溶が重要である。固溶Ｖが200ppm未満ではその効果に乏しく、上記効果を得るためには固溶Ｖ量は200 ppm以上必要である。一方、固溶Ｖ量が1750ppm以上では、その効果が飽和するために、上限値とした。
以上より、固溶Ｖ量は200ppm以上1750ppm未満とする。なお、本発明鋼も強度の上昇に伴い、加工性が若干低下するが、大きさが20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量が1750ppm以下、Ｖ量が1750ppm以下の範囲内では、固溶Ｖ量を200ppm以上とすることで、目標とする加工後の伸びフランジ特性が十分確保される。
なお、固溶Ｖ量が200ppm以上1750ppm未満については、例えば、以下の方法により確認することができる。
試料を非水溶媒系電解液中で所定量だけ電解した後、電解液を分析溶液とし、元素分析を行う。分析方法としては、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法、ＩＣＰ質量分析法、又は原子吸光分析法等が挙げられる。
【００３６】
3）次に、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、例えば、上記化学成分範囲に調整された鋼スラブを、1150℃以上1350℃以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度を850℃以上1100℃以下として熱間圧延を行ない、その後、500℃から700℃で巻き取ることにより得られる。これらの好適条件について以下に詳細に説明する。
【００３７】
鋼スラブ加熱温度：1150℃以上1350℃以下
ＴｉあるいはＶなどの炭化物形成元素は、鋼スラブ中ではほとんどが析出物として存在している。熱間圧延後にフェライト組織中に目標どおりに析出させるためには熱間圧延前に炭化物として析出している析出物を一旦溶解させる必要がある。そのためには1150℃以上で加熱する必要がある。
1150℃未満では、析出強化や塗装後耐食性に寄与しない20nm以上の大きさの炭化物が残存するため、本発明の効果を得るために必要な大きさ20nm未満の微細な析出物の生成に関わるTi量およびV量が減少し、後述する巻取時に大きさ20nm未満の析出物の量が目標どおり得られない。さらに本発明の鋼板の製造方法では、スラブ加熱時と仕上げ圧延時にはＴｉやＶを含む炭化物は溶解させたままで、仕上げ圧延後の巻取時にＴｉやＶを含む微細な炭化物として析出させるのが、最も望ましい形態である。そのため、当該炭化物がほぼ完全に溶解する温度として、加熱温度は1170℃以上とするのがより好ましい。
一方、1350℃を超えて加熱すると、結晶粒径が粗大になりすぎて加工後の伸びフランジ特性、伸び特性ともに劣化する。さらに、この後にかかる熱処理条件を考慮すると、1300℃以下とすれば、結晶粒径の粗大化はほぼ完全に防ぐことができる。
よって、スラブ加熱温度は、1150℃以上1350℃以下が好ましい。より好ましくは1170℃以上1300℃以下である。
【００３８】
熱間圧延における仕上げ圧延温度：850℃以上1100℃以下
本発明における大きさ20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量を得るためには、仕上げ圧延温度の制御が重要となる。加工後の鋼スラブを、熱間圧延の終了温度である仕上げ圧延温度850℃〜1100℃で熱間圧延するのが好ましい。仕上げ圧延温度が850℃未満では、フェライト+オーステナイトの領域で圧延され、展伸したフェライト組織となるため、加工後の伸びフランジ特性や伸び特性が劣化する場合がある。また、鋼スラブ加熱温度を1150℃以上で行い圧延前の炭化物として析出している析出物が一旦溶解されたとしても、仕上げ圧延温度が850℃未満の場合は、歪誘起析出により、ＴｉやＶを含んだ炭化物が析出してしまう。そのため、本発明の効果に必要な大きさ20nm未満の微細な析出物の生成にかかわるＴｉ量およびＶ量が減少し、後述する巻取時にて大きさ20nm未満の析出物の量が目標どおり得られない。つまり、前述のスラブ加熱時に一旦溶解したＴｉやＶを含む炭化物が、この仕上げ圧延においてもなるべく溶解した状態のまま、次の巻取工程に進むのが重要となる。そのため、炭化物が溶解した状態を保つには、仕上げ圧延温度は935℃以上とするのがより好ましい。
一方、仕上げ圧延温度が1100℃を超えると、フェライト粒が粗大化するため、780ＭＰａのＴＳが得られない場合がある。フェライト粒の粗大化を防ぐには、990℃以下とするのがより好ましい。
よって、仕上げ圧延温度は850℃以上1100℃以下が好ましい。より好ましくは、935℃以上990℃以下である。
【００３９】
巻取温度：500℃以上700℃以下
本発明における大きさ20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量を得るためには、巻取温度の制御が重要となる。前述したとおり、この巻取工程にて、析出サイトが多数形成され、この析出サイトから炭化物が析出し、かつ、当該炭化物の粒成長が大きさ20nm以上とならないように抑制されることが、最も望ましい製造形態だからである。組織を実質的にフェライト単相組織とし、本発明の特性を得るためには、巻取温度は500℃以上700℃以下が好ましい。
本発明では、巻取温度が500℃未満では、Ｔｉおよび/またはＶを含む炭化物の析出量が不十分となり、強度低下を招く場合がある。また、ベイナイト相が生成し、フェライト単相組織が得られない場合がある。
析出サイトが多数形成され、かつこの析出サイトから炭化物を生成させるには、温度はより高い方が好ましく、550℃以上であるのがより好ましい条件となる。
一方、巻取温度が700℃を超えると、析出した炭化物の粗大化が起こり、強度低下を招く場合がある。また、パーライト相が生成しやすくなり、加工後の伸びフランジ性の低下を招く場合がある。650℃以下とすれば、確実に析出した炭化物の粗大化が防げるのでより好ましい。
よって、巻取温度は500℃以上700℃以下が好ましく、より好ましくは、550℃以上650℃以下である。
【００４０】
本発明の鋼板には、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、本発明の鋼板に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90%以上を含有する)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なってもかまわない。
【００４１】
なお、鋼の溶製方法は特に限定されず、公知の溶製方法の全てを適応することができる。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次精錬を行なう方法が好適である。鋳造方法は、生産性、品質上の観点から、連続鋳造が好ましい。また、鋳造後、直ちに、または補熱を目的とする加熱を施した後に、そのまま熱間圧延を行なう直送圧延を行なっても、本発明の効果に影響はない。さらに、粗圧延後に、仕上圧延前で、熱延材を加熱してもよく、粗圧延後に圧延材を接合して行なう連続熱延を行なっても、さらには、圧延材の加熱材の加熱と連続圧延を同時に行なっても、本発明の効果は損なわれない。
【実施例１】
【００４２】
表1に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした。次いで、これらの鋼スラブに対して、表2に示す条件で加熱、熱間圧延、巻取りを施し板厚2.0mmの熱延鋼板を作製した。
【００４３】
【表１】
0005326403.tif 000002
【００４４】
得られた熱延鋼板に対して、以下に示す方法でミクロ組織を解析し、20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量と、固溶Ｖの量を求めた。また、以下に示す方法で引張強度：ＴＳ、加工後の伸びフランジ特性：λ10および塗装後耐食性：ＳＤＴ片側最大剥離幅を求め、評価した。
【００４５】
ミクロ組織の解析
上記により得られた熱延鋼板を適当な大きさに切断し、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン-1mass％塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール）中で、約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解した。
【００４６】
大きさ20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶの量の測定
電解後の、表面に析出物が付着している試料片を電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液（500mg/l）（以下、SHMP水溶液と称す）中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試料片から剥離しSHMP水溶液中に抽出した。次いで、析出物を含むSHMP水溶液を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過し、ろ過後のろ液に対してICP発光分光分析装置を用いて分析し、ろ液中のＴｉとＶの絶対量を測定した。次いで、ＴｉとＶの絶対量を電解重量で除して、大きさ20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量を得た。なお、電解重量は、析出物剥離後の試料に対して重量を測定し、電解前の試料重量から差し引くことで求めた。
【００４７】
固溶Ｖの量の測定
電解後の電解液を分析溶液とし、ＩＣＰ質量分析法を用いてＶおよび比較元素としてFeの液中濃度を測定した。得られた濃度を基に、Ｆｅに対するＶの濃度比を算出し、さらに、試料中のＦｅの含有率を乗じることで、固溶状態にあるＶの量を求めた。なお、試料中のＦｅの含有率は、Ｆｅ以外の組成値の合計を100%から減算することで求めることができる。
【００４８】
ＴＳ
圧延方向を引張り方向としてＪＩＳ5号試験片を用いてＪＩＳ  Ｚ  2241に準拠した方法で引張り試験を行ない、ＴＳを求めた。
【００４９】
加工後の伸びフランジ特性：λ10
伸張率10%で圧延後、鉄連規格ＪＦＳＴ  1001に準じて穴広げ試験を行ない、λ10を求めた。
【００５０】
塗装後耐食性：ＳＤＴ片側最大剥離幅
化成処理は、日本ペイント（株）製の脱脂剤；サーフクリーナーＥＣＯ９０、表面調整剤；サーフファイン５Ｎ−１０、化成処理剤；サーフダインＳＤ２８００用い、それぞれの温度や濃度条件は標準条件より劣悪な条件で実施した。標準条件の1例として、脱脂工程は濃度16g/l、処理温度42〜44℃、処理時間120s、スプレー脱脂、表面調整工程は、全アルカリ度1.5〜2.5ポイント、遊離酸度0.7〜0.9ポイント、促進剤濃度2.8〜3.5ポイント、処理温度44℃、処理時間120sとした。劣悪条件としては、化成処理工程での処理温度を38℃に低下させた。その後、日本ペイント社製の電着塗装剤；Ｖ-50を使用して電着塗装を行った。化成処理皮膜の付着量は2〜2.5g/m2、電着塗装は膜厚25μmを狙いとした。
塗装後耐食性の評価は、塩温水浸漬試験(ＳＤＴ)で行なった。化成処理、電着塗装を施した試料にカッターにてクロスカット疵を付与し、塩温水(5%NaCl：55℃)に10日間浸漬したのち、水洗、乾燥し、カット疵部についてテープ剥離を行い、カット疵部左右の最大剥離幅を測定した。片側最大剥離幅が3.0mm以下であれば、塗装後耐食性は良好といえる。
以上により得られた結果を表２に製造条件と併せて示す。
【００５１】
【表２】
0005326403.tif 000003
【００５２】
表２より、参考例では、ＴＳが780ＭＰａ以上、λ10が60%以上であり、ＳＤＴ片側最大剥離幅3.0mm以下となっており、加工後の伸びフランジ特性および塗装後耐食性に優れた熱延鋼板であることがわかる。
【００５３】
一方、比較例は、ＴＳ（強度）、λ10（加工後の伸びフランジ姓）、ＳＤＴ片側最大剥離幅（塗装後耐食性）のいずれか1つ以上が劣っている。
【実施例２】
【００５４】
表３に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした。次いで、これらの鋼スラブに対して、表４に示す条件で加熱、熱間圧延、巻取りを施し板厚2.0mmの熱延鋼板を作製した。
【００５５】
【表３】
0005326403.tif 000004
【００５６】
得られた熱延鋼板に対して、実施例１と同様の方法でミクロ組織を解析し、20nm未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量と、固溶Ｖの量を求めた。また、実施例１と同様の方法で引張強度：ＴＳ、加工後の伸びフランジ特性：λ10および塗装後耐食性：ＳＤＴ片側最大剥離幅を求め、評価した。
以上により得られた結果を表４に示す。
【００５７】
【表４】
0005326403.tif 000005
【００５８】
表４より、本発明例では、ＴＳが780ＭＰａ以上、λ10が60%以上であり、ＳＤＴ片側最大剥離幅3.0mm以下となっており、加工後の伸びフランジ特性および塗装後耐食性に優れた熱延鋼板であることがわかる。
さらに、鋼板No.1（表2）に比べて、ＷやＺｒを添加した鋼板No26、27においては、ＴＳがより向上していることがわかる。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
本発明の鋼板は高強度であり、かつ、優れた加工後の伸びフランジ特性および塗装後耐食性を有するので、例えば、自動車やトラック用のフレーム等、伸びおよび伸びフランジ特性を必要とする部品として最適である。