(57)【要約】重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００３％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５〜０．１２％、Ｓ：０．００８％以下、Ｎ：０．００５％以下、酸可溶Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記数式１で定義されるＰが８０％以上であり、４ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）を有する絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板、及びその製造方法が開示される。  ［数式１］  Ｐ（％）＝｛Ｎｉｎ／（Ｎｉｎ＋Ｎｇｂ）｝×１００（但し、Ｎｉｎは、結晶粒内に存在する２０ｎｍ以下の大きさを有する炭化物の個数であり、Ｎｇｂは、結晶粒界に存在する２０ｎｍ以下の大きさを有する炭化物の個数である。）
2018521221.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００３％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５〜０．１２％、Ｓ：０．００８％以下、Ｎ：０．００５％以下、酸可溶Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記数式１で定義されるＰが８０％以上であり、４ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）を有する、絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板。
［数式１］
Ｐ（％）＝｛Ｎｉｎ／（Ｎｉｎ＋Ｎｇｂ）｝×１００
（但し、Ｎｉｎは、結晶粒内に存在する２０ｎｍ以下の大きさを有する炭化物の個数であり、Ｎｇｂは、結晶粒界に存在する２０ｎｍ以下の大きさを有する炭化物の個数である。）
【請求項２】
重量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％をさらに含む、請求項１に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項３】
重量％で、Ｂ：０．００２％以下（０％を含まない）をさらに含む、請求項１に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項４】
前記薄鋼板は、０．２個／μｍ２以下のＦｅＴｉＰ析出物を含む、請求項１に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項５】
前記薄鋼板表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：薄鋼板の厚さ）までの領域において、＜１１０＞方向と圧延方向が平行な（α）−ファイバー集合組織に対する｛１１１｝＜０１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞方位群の平均ランダム強度比が５以上である、請求項１に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項６】
２．２以上のｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ  ｖａｌｕｅ）を有する、請求項１に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項７】
前記薄鋼板の表面に形成された溶融亜鉛めっき層をさらに含む、請求項１に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項８】
前記薄鋼板の表面に形成された合金化溶融亜鉛めっき層をさらに含む、請求項１に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項９】
重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００３％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５〜０．１２％、Ｓ：０．００８％以下、Ｎ：０．００５％以下、酸可溶Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を４５０〜７５０℃の温度で巻取する段階と、
前記巻取された熱延鋼板を圧下率７５〜８５％、最終圧延ロールの圧下比５〜１５％の条件で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板を７℃／秒以下（０℃／秒を含まない）の速度で８３０〜８８０℃まで昇温した後、３０〜８０秒間維持して連続焼鈍する段階と、
前記焼鈍された冷延鋼板を６５０℃まで２〜１０℃／秒の平均冷却速度で冷却する段階と、
を含む、絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼スラブは、重量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％をさらに含む、請求項９に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記鋼スラブは、Ｂ：０．００２％以下（０％を含まない）をさらに含む、請求項９に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記熱間圧延の際、仕上げ圧延温度は、Ａｒ３以上である、請求項９に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記連続焼鈍後、前記薄鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを行う段階をさらに含む、請求項９に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記連続焼鈍後、前記薄鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを行う段階と、
４５０〜６００℃の温度で合金化熱処理する段階と、をさらに含む、請求項９に記載の絞り性及び焼付硬化性に優れた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、高強度薄鋼板及びその製造方法に関する。より詳細には、自動車の外板材などの素材として好ましく適用可能な絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板、及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の内・外板材（ドア、フード、フェンダー、フロアなど）の素材として適用される鋼には、高強度に加えて、優れた成形性が要求される。これは、事故から乗客の安全を守り、車体軽量化による燃費向上を図るためである。
【０００３】
しかし、鋼板強度の増加は、成形性の悪化を招くため、これらの２因子（強度、成形性）を同時に満足させることは非常に難しく、特にドア内板（Ｄｏｏｒ  Ｉｎｎｅｒ）やリアフロア（Ｒｅａｒ  Ｆｌｏｏｒ）といった、より高成形性が要求される部品では、加工時にクラック発生などの成形不良が頻繁に発生し、これら部品への高強度鋼の適用は未だ微々たる実情である。
【０００４】
これまで開発された強度及び成形性に優れた公知の鋼板としては、いわゆるＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  Ｆｒｅｅ  Ｓｔｅｅｌ）がある。これは、強力な炭窒化物形成元素であるチタン（Ｔｉ）及び／又はニオブ（Ｎｂ）などを添加して、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、硫黄（Ｓ）などの固溶元素を除去することで、強度及び成形性を同時に確保するものであり、代表的には特許文献１〜４に開示されている。しかし、上記ＩＦ鋼は、平均塑性異方性係数（Ｌａｎｋｆｏｒｄ  ｖａｌｕｅ、ｒ値）が１．５〜１．８を示し、既存のＤＤＱ（Ｄｅｅｐ  Ｄｒａｗｉｎｇ  Ｑｕａｌｉｔｙ）級の軟質冷延鋼板が使用されていた部品を代替するには極めて不十分であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】日本公開特許第１９９２−２８０９４３号公報
【特許文献２】日本公開特許第１９９３−０７０８３６号公報
【特許文献３】日本公開特許第１９９３−２６３１８４号公報
【特許文献４】日本公開特許第１９９８−０９６０５１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板、及びその製造方法を提供することを一目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００３％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５〜０．１２％、Ｓ：０．００８％以下、Ｎ：０．００５％以下、酸可溶Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記数式１で定義されるＰが８０％以上であり、４ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）を有する絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板を提供する。
【０００８】
［数式１］
Ｐ（％）＝｛Ｎｉｎ／（Ｎｉｎ＋Ｎｇｂ）｝×１００
（但し、Ｎｉｎは、結晶粒内に存在する２０ｎｍ以下の大きさを有する炭化物の個数であり、Ｎｇｂは、結晶粒界に存在する２０ｎｍ以下の大きさを有する炭化物の個数である。）
【０００９】
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００３％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５〜０．１２％、Ｓ：０．００８％以下、Ｎ：０．００５％以下、酸可溶Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を４５０〜７５０℃の温度で巻取する段階と、上記巻取された熱延鋼板を圧下率７５〜８５％、最終圧延ロールの圧下比５〜１５％の条件で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を７℃／秒以下（０℃／秒を含まない）の速度で８３０〜８８０℃まで昇温した後、３０〜８０秒間維持して連続焼鈍する段階と、上記焼鈍された冷延鋼板を６５０℃まで２〜１０℃／秒の平均冷却速度で冷却する段階と、を含む、絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板の製造方法が開示される。
【００１０】
さらに、上述の課題の解決手段は、本発明の特徴を全て列挙したものではない。本発明の様々な特徴とこれによる長所及び効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の様々な効果の一つとして、本発明の一実施例に係る高強度薄鋼板は、絞り性及び焼付硬化性に非常に優れ、自動車の外板材などの素材として好ましく適用されることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】ＴＥＭを用いてレプリカで薄鋼板の１／４ｔ地点の断面を観察して示した写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者らは、上述したような従来技術の問題点を解決するために鋭意研究した結果、鋼中の強力な炭窒化物形成元素であるチタン（Ｔｉ）を単独、若しくは、チタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）を複合添加して、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、硫黄（Ｓ）などの固溶元素を除去するが、固溶元素の除去により生成される炭化物などの位置分布を適切に制御し、焼鈍中に再溶解した固溶炭素を適正水準で残存させることによって、絞り性及び焼付硬化性が著しく向上した高強度薄鋼板を製造することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１４】
以下、本発明の一側面である絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板について詳細に説明する。先ず、本発明の高強度薄鋼板の合金組成について詳細に説明する。
【００１５】
炭素（Ｃ）：０．０００５〜０．００３重量％
Ｃは、侵入型固溶元素で、冷延及び焼鈍過程で鋼板の集合組織の形成に大きな影響を及ぼす。特に、鋼中の固溶炭素量が多くなると、絞り加工に有利な｛１１１｝集合組織を有する結晶粒の成長が抑制され、｛１１０｝及び｛１００｝集合組織を有する結晶粒の成長が促進されて、焼鈍板の絞り性が劣化するようになる。さらに、上記Ｃの含量が過多であると、これを炭化物として析出させるために必要なＴｉの含量が過多となり、経済性の観点から不利であるだけでなく、微細なＴｉＣ析出物が鋼中に多量分布して、絞り性を急激に低下させるという問題があるため、上記Ｃの含量の上限は０．００３重量％であることが好ましく、０．００２８重量％であることがより好ましく、０．００２５重量％であることがさらに好ましい。一方、上記Ｃの含量が低いほど、絞り性の改善には有利になるが、その含量が過少であると、焼鈍板の焼付硬化性が急激に低下するという問題があるため、上記Ｃの含量の下限は、０．０００５重量％であることが好ましく、０．０００８重量％であることがより好ましく、０．００１０重量％であることがさらに好ましい。
【００１６】
シリコン（Ｓｉ）：０．５重量％以下（０質量％を含まない）
Ｓｉは、固溶強化により薄鋼板の強度上昇に寄与する。但し、上記Ｓｉの含量が過多であると、表面スケール欠陥を引き起こし、めっき表面特性が低下するという問題があるため、本発明では、上記Ｓｉ含量の上限を０．５重量％とする。
【００１７】
マンガン（Ｍｎ）：１．２重量％以下（０質量％を含まない）
Ｍｎは、固溶強化元素で、強度上昇に寄与するだけでなく、鋼中のＳをＭｎＳとして析出させる役割を果たす。但し、その含量が過多であると、過剰なＭｎが固溶して、絞り性を劣化させるという問題があるため、本発明では、上記Ｍｎの含量の上限を１．２質量％とする。
【００１８】
リン（Ｐ）：０．００５〜０．１２重量％
Ｐは、固溶効果に最も優れており、絞り性を大きく損なうことなく鋼の強度を確保するのに最も効果的な元素である。本発明において、このような効果を得るためには、０．００５重量％以上であることが好ましく、０．００８重量％以上であることがより好ましく、０．０１重量％以上であることがさらに好ましい。但し、その含量が過多であると、過剰なＰがＦｅＴｉＰを析出させて、絞り性が劣位となるという問題があるため、上記Ｐの含量の上限は０．１２重量％であることが好ましい。
【００１９】
硫黄（Ｓ）：０．００８重量％以下（０質量％を含まない）、窒素（Ｎ）：０．００５重量％以下（０質量％を含まない）
Ｓ及びＮは、鋼中に存在する不純物として不可避に添加されるが、優れた溶接特性を確保するためには、その含量をできるだけ低く制御することが好ましい。本発明において、上記Ｓの含量は、０．００８重量％以下であることが好ましく、上記Ｎの含量は、０．００５重量％以下であることが好ましい。
【００２０】
酸可溶アルミニウム（Ａｌ）：０．１重量％以下（０質量％を含まない）
酸可溶Ａｌは、ＡｌＮを析出させて、鋼の絞り性及び延性の向上に寄与する。本発明において、上記酸可溶Ａｌ含量の下限は特に限定しないが、０．０１重量％であることが好ましく、０．０２重量％であることがより好ましい。但し、その含量が過多であると、製鋼操業の際、Ａｌ介在物の過多形成によって鋼板の内部欠陥が発生するという問題があるため、上記の酸可溶Ａｌの含量の上限は、０．１重量％であることが好ましく、０．０８重量％であることがより好ましく、０．０５重量％であることがさらに好ましい。
【００２１】
チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０４重量％
Ｔｉは、熱間圧延中に固溶炭素及び固溶窒素と反応してＴｉ系炭窒化物を析出させることで、鋼板の絞り性の向上に大きく寄与する元素である。本発明において、このような効果を得るためには、０．０１重量％以上含まれることが好ましく、０．０１２重量％以上含まれることがより好ましく、０．０１５質量％以上含まれることがさらに好ましい。一方、その含量が過多であると、固溶炭素及び固溶窒素と反応して残存したＴｉがＰと結合し、過多なＦｅＴｉＰ析出物を形成させ、絞り性が劣位となる恐れがあり、ＴｉＣ若しくはＴｉＮ析出物が鋼中に多量分布して、固溶するＣの含量が少ないため、焼付硬化性が劣位となる恐れがある。上記Ｔｉの含量の上限は、０．０４重量％であることが好ましく、０．０３重量％であることがより好ましい。
【００２２】
上記成分以外にも、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書ではその全ての内容について特に言及しない。上記組成以外に、有効な成分の添加が排除されるのではなく、特に、薄鋼板の機械的物性をより向上させるために、以下のような成分をさらに含むことができる。
【００２３】
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０４重量％
Ｎｂは、熱間圧延中に固溶炭素を（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ複合炭化物の形態で析出させることで、焼鈍中の集合組織を容易に形成する役割を果たし、さらに適正量のＮｂが添加される場合、方向別塑性異方性（０°、４５°、９０°）の改善効果があることから、９０°に対して０°及び４５°方向の塑性変形異方性（ｒ−Ｖａｌｕｅ）が増加し、結果として、材料の平面異方性（△ｒ、Ｐｌａｎａｒ  ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ）がＺｅｒｏ（０水準）値付近に到達して、板面上にｒ−Ｖａｌｕｅが均一に分布する特性を示し、成形時に材料の耳（ｅａｒｉｎｇ性）状の成形欠陥が防止されるという利点がある。本発明において、このような効果を得るためには、０．００５重量％以上含まれることが好ましい。但し、その含量が過多であると、鋼中の固溶炭素の多くは微細なＮｂＣとして析出し、焼鈍後も固溶Ｃがほとんど再溶解できず、焼付硬化性が劣化し、さらに、微細な（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ複合炭化物の析出量が少ないため、絞り性の劣化だけでなく、再結晶温度の上昇による材料の劣化が生じるという欠点がある。上記Ｎｂの含量の上限は、０．０４重量％であることが好ましく、０．０３重量％であることがより好ましく、０．０２５質量％以下であることがさらに好ましい。
【００２４】
ホウ素（Ｂ）：０．００２重量％（０重量％を含まない）
Ｂは、鋼中のＰによる２次加工脆性を抑制する役割を果たす。本発明において、上記Ｂの含量の下限は特に限定しないが、０．０００５重量％以上であることが好ましく、０．０００７重量％以上であることがより好ましい。但し、その含量が過多であると、鋼板の延性を低下させるため、上記Ｂの含量の上限は、０．００２重量％であることが好ましく、０．００１５重量％であることがより好ましい。
【００２５】
以下、本発明の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板の析出物及び組織について詳細に説明する。
【００２６】
本発明の高強度薄鋼板は、下記数式１で定義されるＰが８０％以上であることが好ましく、８２％以上であることがより好ましい。上記の比率（Ｐ）が８０％未満、すなわち、結晶粒界に多量の炭化物が析出する場合には、加工時にクラックが発生する可能性が著しく高くなり、これによって、延性及び絞り性が劣化する恐れがある。上記の比率（Ｐ）が高いほど、延性及び絞り性の向上に有利になるため、本発明において、上記の比率（Ｐ）の上限については特に限定しない。尚、ここで、炭化物とは、ＴｉＣ単独炭化物、ＮｂＣ単独炭化物、若しくは（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ複合炭化物を意味する。
【００２７】
［数式１］
Ｐ（％）＝｛Ｎｉｎ／（Ｎｉｎ＋Ｎｇｂ）｝×１００
（但し、Ｎｉｎは、結晶粒内に存在する２０ｎｍ以下の大きさを有する炭化物の個数であり、Ｎｇｂは、結晶粒界に存在する２０ｎｍ以下の大きさを有する炭化物の個数である。）
【００２８】
本発明の一具現例によると、本発明の高強度薄鋼板は、ＦｅＴｉＰ析出物を単位面積（μｍ２）当たり０．２個以下含むことが好ましく、０．１個以下含むことがより好ましい。上記ＦｅＴｉＰ析出物は、主に針状に析出し、焼鈍時に｛１１１｝方位の発達を低下させるという問題がある。上記ＦｅＴｉＰ析出物が０．２個／μｍ２を超えて形成されると、絞り性が劣化する恐れがある。一方、単位面積当たりのＦｅＴｉＰ析出物の個数が少ないほど、絞り性の向上に有利になるため、本発明において、上記ＦｅＴｉＰ析出物の個数の下限については特に限定しない。
【００２９】
本発明の一具現例によると、本発明の高強度薄鋼板は、ガンマ（γ）−ファイバー集合組織を有することが好ましい。結晶内部に生成された一定の面と方位を有する配列を集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）とし、これら集合組織が一定の方向に帯状（ｂａｎｄ）に発達した様相をファイバー（Ｆｉｂｅｒ）集合組織とする。集合組織は、絞り性と密接な関係を有し、これら集合組織のうち｛１１１｝面が圧延面に垂直に形成されるガンマ（γ）−ファイバー集合組織の面強度の値が高いほど、絞り加工性が改善されることが知られている。
【００３０】
一方、本発明者らは、上記のようなガンマ（γ）−ファイバー集合組織を形成させるためには、鋼板表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）位置において｛１１１｝＜０１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞方位群の発達程度が重要であることを発見した。より具体的には、鋼板表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）までの領域において、＜１１０＞方向と圧延方向が平行な（α）−ファイバー集合組織（ＲＤ／／＜１１０＞）に対するガンマ（γ）−ファイバー集合組織（ＮＤ／／＜１１１＞）の発達程度を示す｛１１１｝＜０１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞方位群の平均ランダム回折強度比を５以上に制御する場合、平均塑性異方性係数（Ｌａｎｋｆｏｒｄ  ｖａｌｕｅ、ｒ値）が２．２以上となり、優れた絞り性を確保できることが確認された。さらに、上記｛１１１｝＜０１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞の方位群の平均ランダム回折強度比が高いほど、ガンマ（γ）−ファイバー集合組織が形成されやすくて絞り性に有利になるため、その上限は特に限定しない。ここで、ランダム回折強度比とは、Ｘ線回折法により特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線の強度を同条件で測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。
【００３１】
尚、圧延方向に対して方向別に測定した塑性異方性係数から得られる平均塑性異方性係数（Ｌａｎｋｆｏｒｄ  ｖａｌｕｅ、ｒ値）は、絞り性を示す代表的な材料特性値であり、その値は下記式１により計算される。
【００３２】
（式１）
ｒ値＝（ｒ０＋ｒ９０＋２ｒ４５）／４
（但し、ｒｉは圧延方向からｉ°方向で採取した試片から測定した塑性異方性係数を示す。）
【００３３】
上記式において、ｒ値が大きいほど、絞り加工時に成形カップの深さを増加させることができ、絞り性が良好であると判断することができる。本発明の一具現例による薄鋼板は、２．２以上のｒ値を有するため、優れた絞り性を示す。
【００３４】
また、本発明の一具現例による薄鋼板は、４ＭＰａ以上、より好ましくは１０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１５ＭＰａ以上の焼付硬化量（ＢＨ）を有するため、優れた焼付硬化性を示す。
【００３５】
上述した本発明の絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板は、多様な方法により製造されることができ、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、次のような製造方法が挙げられる。
【００３６】
以下、本発明の他の一側面である絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００３７】
本発明の他の一側面である高強度薄鋼板の製造方法は、上述した合金組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を巻取する段階と、上記巻取された熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を連続焼鈍する段階と、上記焼鈍された冷延鋼板を６５０℃まで冷却する段階と、を含む。
【００３８】
上記巻取の際、巻取温度は４５０〜７５０℃であることが好ましく、５００〜７００℃であることがより好ましい。若し、巻取温度が４５０℃未満であると、ＦｅＴｉＰ析出物が多量に析出して、絞り性が低下し、板状の歪みが発生する恐れがある一方、７５０℃を超えると、析出物の粗大化とともに、焼鈍中に固溶炭素の再溶解が困難なため、焼付硬化量（ＢＨ）が劣化する恐れがある。
【００３９】
上記冷間圧延の際、冷間圧下率は７５〜８５％であることが好ましい。上記冷間圧延時の圧下率が過度に低いと、ガンマ（γ）−ファイバー集合組織が十分に成長できず、絞り性が劣位となるという問題がある。したがって、上記冷間圧延時の圧下率の下限は７５％であることが好ましい。一方、上記冷間圧延時の圧下率が過度に高いと、圧延時のロール負荷が激しく、鋼板の形状が不良になるという問題がある。したがって、上記冷間圧延時の圧下率の上限は８５％であることが好ましい。
【００４０】
上記冷間圧延の際、最終ロール（Ｒｏｌｌ）圧下比（最終ロール（Ｒｏｌｌ）圧下率／全圧下率）は５〜１５％であることがより好ましい。上記最終ロール圧下比が過度に低いと、結晶粒界に多量の炭化物が析出し、ガンマ（γ）−ファイバー集合組織の核生成及び発達が十分でなく、絞り性が低下するという問題がある。したがって、上記最終ロール圧下比の下限は５％であることが好ましい。一方、上記最終ロール圧下比が過度に高いと、圧延負荷によって板破断が発生する可能性が高くなるという問題がある。したがって、上記最終ロール圧下比の上限は１５％であることが好ましい。
【００４１】
上記連続焼鈍の際、焼鈍温度までの昇温速度は７℃／秒以下（０℃／秒を含まない）であることが好ましい。若し、上記昇温速度が７℃／秒を超えると、｛１１１｝組織の核生成及び発達が十分でなく、絞り性が劣位となる恐れがある。
【００４２】
上記連続焼鈍の際、焼鈍温度は８３０〜８８０℃であることが好ましく、８５０〜８７０℃であることがより好ましい。若し、焼鈍温度が８３０℃未満であると、加工性に有利なガンマ（γ）−ファイバー集合組織が十分に成長できず、絞り性が劣位となる恐れがあり、焼鈍中に析出物が再溶解できず、焼付硬化量（ＢＨ）が劣化する恐れがある。一方、焼鈍温度が８８０℃を超えると、加工性には有利になるが、結晶粒の大きさのばらつきによって鋼板の形状が不良になり、焼鈍加熱炉の設備に問題が発生する恐れがある。
【００４３】
上記連続焼鈍の際、上記の焼鈍温度における維持時間は３０〜８０秒であることが好ましく、４０〜７０秒であることがより好ましい。ガンマ（γ）−ファイバー集合組織を十分に発達させた後、焼鈍維持時間を十分に確保すると、一部の炭化物が固溶Ｃとして再溶解するようになるが、このような固溶Ｃが存在する状態で冷却を行うと、最終薄鋼板に固溶Ｃが適正水準で残存し、優れた焼付硬化量（ＢＨ）を示すようになる。若し、焼鈍維持時間が３０秒未満であると、再溶解時間が足りなくて、最終薄鋼板内に固溶Ｃが残存していなかったり、十分でなかったりして、焼付硬化量（ＢＨ）が劣位となる一方、８０秒を超えると、過剰な維持時間により結晶粒が粗大化し、結晶粒のばらつきにより形状が劣化し、通板速度が過度に遅すぎて、経済性の観点からも不利である。
【００４４】
上記冷却の際、６５０℃までの平均冷却速度は２〜１０℃／秒であることが好ましく、３〜８℃／秒であることがより好ましい。平均冷却速度が２℃／秒未満であると、焼鈍中に再溶解した固溶炭素が炭化物として再析出するため、焼付硬化性が低下する恐れがあり、再析出した炭化物が粒界に拡散し、絞り性が低下する恐れがあり、平均冷却速度が１０℃／秒を超えると、板状の歪みが発生する恐れがある。一方、６５０℃は、炭化物の析出及び拡散がほとんど完了する温度であり、その後の冷却条件については特に制限しない。
【００４５】
上述した条件以外に、特に限定しない条件は、通常の薄鋼板の製造条件に準じて行うことができる。また、焼鈍後、薄鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを行う段階をさらに含むか、又は、溶融亜鉛めっきを行った後、合金化熱処理を行う段階をさらに含むことができる。好ましい一例として、それぞれの工程における工程条件について次の通り説明する。
【００４６】
熱間仕上げ圧延温度：Ａｒ３以上
仕上げ圧延の場合、根本的にオーステナイト単相域で行うことが有利である。これは、オーステナイト単相域で仕上げ圧延を行うことにより、基本的に単相結晶粒で構成される組織でより均一な変形を加えて組織内の均一性を増加させることができるためである。若し、熱間仕上げ圧延温度がＡｒ３未満であると、２相域での圧延可能性が高くて、材質の不均一性を招く恐れがある。尚、Ａｒ３は、以下の式２により計算される。
【００４７】
（式２）
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０［Ｃ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｃｒ］−５５［Ｎｉ］−８０［Ｍｏ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｏ］、［Ｍｏ］のそれぞれは、当該元素の質量％を意味する。）
【００４８】
合金化熱処理温度：４５０〜６００℃
上述したように、焼鈍後、薄鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを行う段階をさらに含むか、又は、溶融亜鉛めっきを行った後、合金化熱処理する段階をさらに含むことができるが、このとき、合金化熱処理温度は４５０〜６００℃であることが好ましい。若し、合金化熱処理温度が４５０℃未満であると、合金化が十分に進行せず、犠牲方式作用の低下やめっき密着性の低下を招く恐れがある一方、６００℃を超えると、合金化が過度に進行して、パウダリング性の低下を招く恐れがある。尚、合金化熱処理後のめっき層中のＦｅ濃度は８〜１２重量％であることが好ましい。
【実施例】
【００４９】
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は本発明をより詳細に説明するための例示であるだけで、本発明の権利範囲を限定しない。
【００５０】
下記表１に記載された合金組成を有する厚さ２２０ｍｍの鋼スラブを１２００℃に加熱し、熱間圧延して厚さ３．２ｍｍの熱延鋼板を製造した後、下記表２に記載された条件で巻取した。このとき、仕上げ圧延温度は、Ａｒ３直上である約９３０℃と同様にした。次いで、熱延鋼板を酸洗後、表２に記載された条件で冷間圧延、焼鈍、及び冷却を行って薄鋼板を製造した。
【００５１】
次に、製造されたそれぞれの薄鋼板について析出物の個数及び分布、集合組織などを観察及び測定し、その結果を下記表３に示した。より具体的には、炭化物の個数比及びＦｅＴｉＰ析出物の個数は、ＴＥＭを用いてレプリカ（ｒｅｐｌｉｃａ）で析出物を観察した後、単位長さ（μｍ）当たりの析出物の個数を５ヶ所から測定してその平均値を求めており、集合組織は、鋼板の１／４ｔ地点におけるＲ（Ｒｏｌｌｉｎｇ）、Ｔ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ）、Ｎ（Ｖｅｒｔｉｃａｌ）の条件でＮＤ方向結晶方位度を基準にＥＢＳＤを用いて各方位別の強度比（ＯＤＦ利用）を計算及び分析した。
【００５２】
その後、製造されたそれぞれの薄鋼板に対して、ｒ値及び焼付硬化量（ＢＨ）を測定した。ＪＩＳ５号規格に基づいて試片を採取し、ｒ値はＡＳＴＭ  ＳＴＤ試片を用いて測定し、焼付硬化量は２％ｐｒｅ−ｓｔｒａｉｎした後、降伏強度の値と、この試片をさらに１７０℃で２０分間維持した後の降伏強度の値との差から評価した。
【００５３】
【表１】
2018521221.tif 000003
【００５４】
【表２】
2018521221.tif 000004
【００５５】
【表３】
2018521221.tif 000005
【００５６】
上記表１〜３から分かるように、本発明で提案する合金組成と製造条件を満たす発明例１〜７では、単位面積当たりのＦｅＴｉＰ析出物の個数、フェライト結晶粒内に存在する２０ｎｍ以下の大きさを有する炭化物の比率、及び１／４厚さ位置において｛１１１｝＜０１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞の方位群の平均ランダム回折強度比のいずれも、本発明が制御する範囲を満たし、基本的には降伏強度１７０ＭＰａ以上、４ＭＰａ以上のＢＨ性、及び２．２以上のｒ値を確保していた。
【００５７】
しかしながら、比較例１〜７の場合、合金組成は本発明で提供する範囲を満たすが、製造条件のいずれか１つ以上が本発明で提供する範囲を満たしていないため、絞り性及び焼付硬化性が劣位となった。また、比較例８〜１１では、合金組成が本発明で提供する範囲を満たしていないため、絞り性及び焼付硬化性が劣位となった。
【００５８】
一方、図１は、ＴＥＭを用いてレプリカで薄鋼板の１／４ｔ地点の断面を観察して示した写真であり、図１（ａ）は、発明例１による薄鋼板を示し、図１（ｂ）は、比較例１による薄鋼板を示す。
【図１（ａ）】
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【図１（ｂ）】
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【国際調査報告】
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