JP2007231352A - 析出強化型高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】比較的低温での鋼素材加熱が可能で地球環境保全に悪影響を及ぼすことなく、しかも生産性の向上が可能で安価な、自動車部品用として好適な、TS：590MPa以上、El：25％以上を有する析出強化型高強度薄鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：0.030〜0.070％、Si：0.5％以下、Mn：1.2〜2.0％、Ｎ：0.0049％以下、Sol.Al：0.01〜0.1％を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有する組成の鋼素材に、加熱温度：1050〜1140℃に加熱し、圧延終了温度を830℃以上とする熱延を施し、熱延後、平均冷却速度：20℃／ｓ以上で冷却し、500〜620℃で巻き取る。なお、Ｖ単独含有に代えて、Ｖ：0.04〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖ＋Nb／Tiで0.05〜0.20％を満足するように複合含有してもよい。また、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、Nb＋Tiで0.010〜0.080％、およびＶ＋Nb＋Tiで0.04〜0.20％を満足するように複合含有してもよい。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ：0.030〜0.070％、Si：0.5％以下、Mn：1.2〜2.0％、Ｎ：0.0049％以下、Sol.Al：0.01〜0.1％を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有する組成の鋼素材に、加熱温度：1050〜1140℃に加熱し、圧延終了温度を830℃以上とする熱延を施し、熱延後、平均冷却速度：20℃／ｓ以上で冷却し、500〜620℃で巻き取る。なお、Ｖ単独含有に代えて、Ｖ：0.04〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖ＋Nb／Tiで0.05〜0.20％を満足するように複合含有してもよい。また、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、Nb＋Tiで0.010〜0.080％、およびＶ＋Nb＋Tiで0.04〜0.20％を満足するように複合含有してもよい。
【選択図】なし
Description
本発明は、高強度薄鋼板に係り、とくに車体、車体補強材、ホイール、足廻り部品等の自動車部品や、その他、機械構造部品用として好適な、引張強さTS：590MPa以上の高強度薄鋼板に関する。
近年、地球環境保全や、乗員の安全性向上の観点から、自動車用鋼板では、鋼板の高強度化、薄肉化が指向されている。鋼板を高強度化するためには、固溶強化、析出強化、変態強化などの強化方法がある。これらのなかで析出強化による強化法は、少ない合金元素添加量で高い強度を確保できるため、製造コストの低減に有利な方法である。また、析出強化による強化法は、高い降伏比が得られる点においても有効な強化方法である。さらに、析出強化を主体にした方法で鋼板の高強度化を行なうと、Mo、Crなどの高価な合金元素や、Si、Ｐなど鋼板表面や溶接性などに悪影響のある元素の添加が不要になるという利点がある。
析出強化による鋼板の強化法としては、鋼中に主としてTi、Nb、Ｖ等の元素を添加する方法が考えられている。この方法では、Ti、Nb、Ｖ等の炭窒化物（析出物）を析出させることにより、強度が増加するが、より高い強度を確保するためには、このような析出物を十分にかつ微細に析出させることが必要となる。そのため、素材を高温に加熱して、これら元素の炭窒化物をマトリックス中に一旦固溶させたのち、冷却過程で微細に再析出させることが肝要となる。
例えば、特許文献１には、Ｃ：0.05〜0.10％を含み、Si、Mn、Al、Ti、Nbを適正量、さらにＶ：0.040〜0.080％を含有し、Ｎ：0.0050％以下に調整した鋼に、1180℃以上1250℃以下の温度域に80min以上保持した後、適切な加工（熱間圧延）と熱履歴を与える、高強度高靭性熱延鋼板の製造方法が提案されている。また、特許文献２には、Ｃ：0.03〜0.20％を含み、Si、Mn、Ti、Nb、Ｖを適正量含有する鋼に、1200℃以上1240℃以下の温度に加熱し、Nb、Ti、Ｖの炭窒化物を完全に固溶したのち、粗圧延と仕上圧延の温度と圧下率を適切な条件とする、低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１、特許文献２に記載された技術では、熱延開始前に高温の温度域で保持し、鋼素材中のTi、Nb等の炭窒化物を完全に固溶することにより、鋼板中に微細な析出物を存在させることができ、鋼板の高強度化が可能になるとしている。
また、特許文献３には、低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献３に記載された高強度熱延鋼板は、Ｓを0.0010％以下と微量含有量に調整し、さらにAlを0.030〜0.070％含有させ、これにより、低温靭性を顕著に向上させることができるとしている。なお、特許文献３に記載された高強度熱延鋼板では、Nb、Tiを選択元素として含有してもよいとしており、熱間圧延の加熱温度はNb、Ti等の炭窒化物を十分に固溶させるために、1150〜1300℃の高温加熱とすることがよいとしている。
また、特許文献４には、Ｃ：0.01〜0.10％、Nb：0.01〜0.1％を必須含有する鋼片に、析出強化元素が固溶する1200℃以上の高温に加熱し、特定条件の粗圧延を施したのち、表層部を一旦変態点以下まで冷却し、ついで所定温度まで復熱または強制加熱し、ついで特定条件で仕上圧延を施す、低温靭性および溶接性に優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法が記載されている。
また、特許文献５には、切欠き疲労強度の高い熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術では、Ｃ：0.01〜0.10％、Nb：0.05％以下、Ti：0.2％以下、Ｖ：0.05％以下のうちの1種以上を含み、Si、Mn、Alを適正量含有する鋼片に、1100℃以上に再加熱し、最終パスの入り側温度をＡ１〜Ａ１−100℃、圧下率が5〜20％である熱間圧延を施し、550〜650℃で巻き取ることを特徴としている。しかし、特許文献５に記載された技術では、Ａ１ 変態点以下の低温での圧延を必須としており、鋼板強度を上昇させるには有効であるが、伸びの著しい低下を招くという問題がある。
また、特許文献６には、Ｃ：0.02〜0.20％を含み、適正量のSi、Mnに加えて、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下等の1種以上を含む鋼に、分塊圧延を施して、所定厚さのスラブとしたのち、一旦、変態点以下まで冷却したのち、Ａc３ 変態点〜1100℃の温度に加熱し、引続いて仕上温度：800〜650℃、巻取り温度：700〜400℃とする熱間圧延を施す、高強度高靭性熱延鋼板の製造法が記載されている。特許文献6に記載された技術では、仕上温度：800℃以下の極めて低い温度で熱間圧延を行なうため、伸びの著しい低下を招くという問題がある。
特開平10−265847号公報
特開平10−265848号公報
特開平11−1739号公報
特開2001−207220号公報
特開平５−51695号公報
特開昭58−31026号公報
しかしながら、特許文献１〜特許文献４に記載された技術では、スラブ等の鋼素材を高温で長時間加熱することを要件としているが、しかし、鋼素材を高温で長時間加熱することは、燃料原単位を増加させ、鋼板製造コストの高騰を招くとともに、加熱炉からのCO2排出量が増加し、地球環境保全に悪影響を及ぼすという問題があった。また、特許文献1〜特許文献４に記載された技術では、鋼素材の加熱作業に非常に長時間を要し、鋼板の生産性が大きく阻害されるという問題もあった。また、特許文献５に記載された技術では、Ａ１ 変態点以下の低温での圧延を、また特許文献6に記載された技術では、仕上温度：800℃以下の極めて低い温度での圧延を、必須としており、低温での圧延は、鋼板強度を上昇させるには有効であるが、伸びの著しい低下を招くという問題がある。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、比較的低温での鋼素材加熱によっても、安定して引張強さ：590MPa以上の高強度を確保できる、安価な、とくに自動車部品用として好適な、引張強さ：590MPa以上と、伸び：25％以上（JIS ５号試験片）とを兼備する析出強化型高強度薄鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、比較的低温での鋼素材加熱が可能で地球環境保全に悪影響を及ぼすことなく、しかも生産性の向上が可能で安価な、とくに自動車部品用として好適な、引張強さ：590MPa以上、伸び：25％以上（JIS ５号試験片）、を有する析出強化型高強度薄鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明でいう「薄鋼板」とは、板厚：６mm以下の熱延鋼板、または板厚：３mm以下の冷延鋼板をいうものとする。
従来の析出強化法の基本原理からは、素材を低温加熱する方法では、引張強さ：590MPa以上の強度レベルを有する高強度薄鋼板の製造は困難とされてきた。しかし、本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋼素材の加熱温度を従来の一般的な加熱温度より大幅に低くした条件で、析出強化に及ぼす合金元素の影響について鋭意研究した。その結果、Ｖ含有量を限られた範囲に限定することにより、低い加熱温度としても、素材における炭窒化物の溶体化が可能となり、熱延鋼板において析出強化能が顕著に発現し、所望の590MPa以上の引張強さが容易に確保できることを見出した。また、ＶとNbおよび／またはTiを複合して含有することにより、単位固溶量あたりの析出強化能がさらに向上することも見出した。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.030〜0.070％、Si：0.5％以下、Mn：1.2〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0049％以下、Sol.Al：0.01〜0.1％を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強さ：590MPa以上、伸びEl：25％以上を有することを特徴とする析出強化型高強度熱延薄鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：0.030〜0.070％、Si：0.5％以下、Mn：1.2〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0049％以下、Sol.Al：0.01〜0.1％を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強さ：590MPa以上、伸びEl：25％以上を有することを特徴とする析出強化型高強度熱延薄鋼板。
（２）（１）において、前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.04〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖと、Nb またはTiの合計で0.05〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする析出強化型高強度熱延薄鋼板。
（３）（１）において、前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、およびＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする析出強化型高強度熱延薄鋼板。
（３）（１）において、前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、およびＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする析出強化型高強度熱延薄鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：0.030〜0.070％、Si：0.5％以下、Mn：1.2〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0049％以下、Sol.Al：0.01〜0.1％を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、該鋼素材を加熱温度：1050〜1140℃に加熱し圧延終了温度を830℃以上とする熱間圧延と、該熱間圧延終了後に、平均冷却速度：20℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する冷却処理と、巻取り温度：500〜620℃で巻き取る巻取り処理とを施し、熱延板とすることを特徴とする引張強さ：590MPa以上、伸びEl：25％以上を有する析出強化型高強度熱延薄鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.04〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖと、NbまたはTiの合計で0.05〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする析出強化型高強度熱延薄鋼板の製造方法。
（６）（４）において、前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、およびＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする析出強化型高強度熱延薄鋼板の製造方法。
（６）（４）において、前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、およびＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする析出強化型高強度熱延薄鋼板の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法で製造された熱延板を素材として、さらに、冷間圧延と、焼鈍温度を720〜820℃とする再結晶焼鈍と、を順次施すことを特徴とする引張強さ：590MPa以上、伸びEl：25％以上を有する析出強化型高強度冷延薄鋼板の製造方法。
（８）質量％で、Ｃ：0.030〜0.070％、Si：0.5％以下、Mn：1.2〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0049％以下、Sol.Al：0.01〜0.1％を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強さが590MPa以上、伸びEl：25％以上を有することを特徴とする析出強化型高強度冷延薄鋼板。
（８）質量％で、Ｃ：0.030〜0.070％、Si：0.5％以下、Mn：1.2〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0049％以下、Sol.Al：0.01〜0.1％を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強さが590MPa以上、伸びEl：25％以上を有することを特徴とする析出強化型高強度冷延薄鋼板。
（９）（８）において、前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％を含有に代えて、質量％で、Ｖ：0.04〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖと、Nb またはTiの合計で0.05〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする析出強化型高強度冷延薄鋼板。
（１０）（８）において、前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、およびＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする析出強化型高強度冷延薄鋼板。
（１０）（８）において、前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、およびＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする析出強化型高強度冷延薄鋼板。
本発明によれば、とくに自動車部品用として好適な、引張強さ：590MPa以上、伸びEl：25％以上を有する析出強化型高強度薄鋼板を、安価に、しかも、地球環境保全に悪影響を及ぼすことなく、また、生産性を低下させることなく製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、自動車部品の高強度化を大きく促進することができ、自動車の燃費向上および安全性向上に対して顕著に寄与するという効果もある。
まず、本発明の高強度薄鋼板の組成限定理由について説明する。なお以下、質量％は単に％で記す。ここで、薄鋼板としては、熱延薄鋼板、冷延薄鋼板を含むものとする。
Ｃ：0.030〜0.070％
Ｃは、Ｖ、Nb、Tiと結合して炭窒化物を形成し、析出強化により高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.030％以上の含有を必要とする。Ｃ含有量が0.030％未満では、Ｖ、Nb、Tiの炭窒化物が十分に析出せず、所望の高強度を確保することができなくなる。一方、0.070％を超えて含有すると、熱間圧延における鋼素材の加熱時に、1150℃以下の加熱温度では炭窒化物の完全溶体化が困難となり、冷却時に未固溶の炭窒化物を核に析出物が粗大化し、所望の高強度を確保することができなくなる。このため、Ｃは0.030〜0.070％の範囲に限定した。
Ｃ：0.030〜0.070％
Ｃは、Ｖ、Nb、Tiと結合して炭窒化物を形成し、析出強化により高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.030％以上の含有を必要とする。Ｃ含有量が0.030％未満では、Ｖ、Nb、Tiの炭窒化物が十分に析出せず、所望の高強度を確保することができなくなる。一方、0.070％を超えて含有すると、熱間圧延における鋼素材の加熱時に、1150℃以下の加熱温度では炭窒化物の完全溶体化が困難となり、冷却時に未固溶の炭窒化物を核に析出物が粗大化し、所望の高強度を確保することができなくなる。このため、Ｃは0.030〜0.070％の範囲に限定した。
Si：0.5％以下
Siは、鋼板中に固溶し、フェライト相を固溶強化する作用を有する元素であり、必要に応じて含有させるが、0.5％を超える含有は、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥を発生させ、鋼板歩留を低下させる。このため、Siは0.5％以下（０％を含む）に限定した。なお、良好な化成処理性を確保するために、Siは0.15%以下（０％を含む）とすることが望ましい。本発明では、Siを0.15％以下含有としても、さらに鋼素材の加熱温度を1140℃以下とする条件下においても、引張強さ：590MPa以上の高強度を確保することができる。なお、Si無添加（０％）の場合でもSiは不可避的に0.01％以下程度含まれる。
Siは、鋼板中に固溶し、フェライト相を固溶強化する作用を有する元素であり、必要に応じて含有させるが、0.5％を超える含有は、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥を発生させ、鋼板歩留を低下させる。このため、Siは0.5％以下（０％を含む）に限定した。なお、良好な化成処理性を確保するために、Siは0.15%以下（０％を含む）とすることが望ましい。本発明では、Siを0.15％以下含有としても、さらに鋼素材の加熱温度を1140℃以下とする条件下においても、引張強さ：590MPa以上の高強度を確保することができる。なお、Si無添加（０％）の場合でもSiは不可避的に0.01％以下程度含まれる。
Mn：1.2〜2.0％
Mnは、析出強化量を安定的に高く確保するために本発明では、重要な元素である。Mn 含有量が1.2％未満では、析出物が粗大化し、所望の高強度が確保できなくなる。一方、2.0％を超える含有は、熱延後の組織が針状フェライト、またはベイナイト組織となり、十分な伸びが得られず、延性を低下させる。このため、Mnは1.2〜2.0％の範囲に限定した。なお、めっき原板として良好なめっき密着性を得るためにはMnは1.8％以下とすることが望ましい。
Mnは、析出強化量を安定的に高く確保するために本発明では、重要な元素である。Mn 含有量が1.2％未満では、析出物が粗大化し、所望の高強度が確保できなくなる。一方、2.0％を超える含有は、熱延後の組織が針状フェライト、またはベイナイト組織となり、十分な伸びが得られず、延性を低下させる。このため、Mnは1.2〜2.0％の範囲に限定した。なお、めっき原板として良好なめっき密着性を得るためにはMnは1.8％以下とすることが望ましい。
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、鋼中に不純物として不可避的に含有され、鋼板中に固溶し、フェライト相を固溶強化する作用を有する元素であるが、0.05％を超える含有は、スポット溶接性を低下させる。このため、Ｐは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.025％以下である。また、本発明では、Ｐを0.05％以下としても、さらに鋼素材の加熱温度を1140℃以下とする条件下においても、引張強さ：590MPa以上の高強度が確保できる。
Ｐは、鋼中に不純物として不可避的に含有され、鋼板中に固溶し、フェライト相を固溶強化する作用を有する元素であるが、0.05％を超える含有は、スポット溶接性を低下させる。このため、Ｐは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.025％以下である。また、本発明では、Ｐを0.05％以下としても、さらに鋼素材の加熱温度を1140℃以下とする条件下においても、引張強さ：590MPa以上の高強度が確保できる。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼板中に不純物として含有されるが、0.01％を超えて含有すると、溶接性を著しく低下させる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、良好な伸びフランジ性を確保する観点から、Ｓは0.005％以下とすることが好ましい。
Ｎ：0.0049％以下
Ｎは、鋼板中に不純物として含有され、Ｖ、Nb、Tiと強度に寄与しない粗大な窒化物を形成する。Ｎを0.0049％を超えて含有すると、強度低下が顕著となるため、Ｎは0.0049％以下に限定した。なお、好ましくは0.0019％以下である。
Ｓは、鋼板中に不純物として含有されるが、0.01％を超えて含有すると、溶接性を著しく低下させる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、良好な伸びフランジ性を確保する観点から、Ｓは0.005％以下とすることが好ましい。
Ｎ：0.0049％以下
Ｎは、鋼板中に不純物として含有され、Ｖ、Nb、Tiと強度に寄与しない粗大な窒化物を形成する。Ｎを0.0049％を超えて含有すると、強度低下が顕著となるため、Ｎは0.0049％以下に限定した。なお、好ましくは0.0019％以下である。
Sol.Al：0.01〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、製鋼工程での脱酸のために添加される。Sol.Alが0.01％未満ではその効果が十分でなく、一方、0.1％を超えて含有しても、上記した効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなるとともに、溶接性やめっき性が低下する。このため、Sol.Alは0.01〜0.1％の範囲に限定した。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、製鋼工程での脱酸のために添加される。Sol.Alが0.01％未満ではその効果が十分でなく、一方、0.1％を超えて含有しても、上記した効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなるとともに、溶接性やめっき性が低下する。このため、Sol.Alは0.01〜0.1％の範囲に限定した。
Ｖ：0.06〜0.20％
Ｖは、炭窒化物生成元素として析出強化の効果を発現させる、本発明で最も重要な合金元素である。Ｖ単独で含有する場合には、析出強化の効果を十分に確保するために、0.06％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超えて含有すると、鋼素材の加熱時に、1140℃以下の加熱温度では炭窒化物の完全溶体化が困難となり、冷却時に未固溶の炭窒化物を核に析出物が粗大化し、所望の高強度を確保することができなくなる。このため、Ｖは単独で含有する場合には、0.06〜0.20％の範囲に限定した。
Ｖは、炭窒化物生成元素として析出強化の効果を発現させる、本発明で最も重要な合金元素である。Ｖ単独で含有する場合には、析出強化の効果を十分に確保するために、0.06％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超えて含有すると、鋼素材の加熱時に、1140℃以下の加熱温度では炭窒化物の完全溶体化が困難となり、冷却時に未固溶の炭窒化物を核に析出物が粗大化し、所望の高強度を確保することができなくなる。このため、Ｖは単独で含有する場合には、0.06〜0.20％の範囲に限定した。
本発明では、Ｖに加えて、さらにNbおよび／またはTiを、複合含有できる。Nbおよび／またはTiを複合含有することにより、析出強化をさらに増加させることができる。このため、NbまたはTiを複合含有する場合には、Ｖは、0.04％以上、また、NbおよびTiを複合含有する場合には、Ｖは、0.03％以上とすることが好ましい。
本発明では、Ｖを、上記したような限られた範囲で含有することにより、鋼素材の加熱温度を、従来の析出強化型鋼材における一般的な加熱温度より大幅に低い、1140℃以下とすることができる。このような低温加熱でも、炭窒化物の完全溶体化が可能で、熱間圧延時の冷却過程で炭窒化物が析出し、炭窒化物による析出強化の効果を顕著に発現させることができる。
本発明では、Ｖを、上記したような限られた範囲で含有することにより、鋼素材の加熱温度を、従来の析出強化型鋼材における一般的な加熱温度より大幅に低い、1140℃以下とすることができる。このような低温加熱でも、炭窒化物の完全溶体化が可能で、熱間圧延時の冷却過程で炭窒化物が析出し、炭窒化物による析出強化の効果を顕著に発現させることができる。
上記した成分が基本成分であるが、必要に応じて上記した基本成分に加えてさらに、Tiおよび／またはNbを選択元素として複合含有することができる。
NbまたはTiを複合含有する場合には、Ｖは0.06〜0.20％の含有に代えて、Ｖ：0.04〜0.20％の含有とし、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖと、Nb またはTiの合計（Ｖ＋NbまたはＶ＋Ti）で0.05〜0.20％を満足するように含有することができる。
NbまたはTiを複合含有する場合には、Ｖは0.06〜0.20％の含有に代えて、Ｖ：0.04〜0.20％の含有とし、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖと、Nb またはTiの合計（Ｖ＋NbまたはＶ＋Ti）で0.05〜0.20％を満足するように含有することができる。
Nbは、単独では、1140℃以下の加熱温度では炭窒化物を完全に溶体化することはできず、十分な析出強化を確保することができない。しかし、Ｖと複合含有すると、析出強化量を増加させる作用を有する。これは、Nb−Ｖの複合炭窒化物が形成され、析出物が微細化するためと考えられる。Nb含有量が0.005％未満、または、Ｖ＋Nb量が0.05％未満では、上記した効果が十分に確保することができない。一方、Nbが0.049％を超え、または、Ｖ＋Nb量が0.20％を超えると、1140℃以下の加熱温度ではNbの炭窒化物の完全な溶体化が困難となり、冷却時に未固溶の炭窒化物を核に析出物が粗大化し、所望の高強度を確保することができなくなる。このため、Nbは0.005〜0.049％の範囲でかつ、ＶとNbの合計量（Ｖ+Nb）で0.05〜0.20％の範囲に限定することが好ましい。
Tiは、単独では、1140℃以下の加熱温度では炭窒化物を完全に溶体化することができず、十分な析出強化を確保することができない。しかし、Ｖと複合含有させることにより、析出強化量を増加させる作用を有する。これは、Ti −Ｖの複合炭窒化物が形成され、析出物が微細化するためと考えられる。Ti 含有量が0.005％未満、または、Ｖ＋Ti 量が0.05％未満では、上記した効果を十分に確保することができない。一方、Ti が0.080％を超え、または、Ｖ＋Ti 量が0.20％を超えると、1140℃以下の加熱温度ではTi の炭窒化物の完全な溶体化が困難となり、冷却時に未固溶の炭窒化物を核に析出物が粗大化し、所望の高強度を確保することができなくなる。このため、Ti は0.005〜0.080％の範囲でかつ、ＶとTi の合計量（Ｖ+ Ti ）で0.05〜0.20％の範囲に限定することが好ましい。
また、NbおよびTiを複合含有する場合には、Ｖは0.06〜0.20％の含有に代えて、Ｖ：0.03〜0.20％の含有と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、およびＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することができる。
Ｖに、NbおよびTiを複合して含有すると、上記したＶとNb、あるいはＶとTiの複合含有による強度上昇に加えて、さらに強度が上昇する。Ｖ、NbおよびTiを複合して含有する場合には、NbとTiの合計量（Nb+Ti）を0.010〜0.080％、Ｖ、NbおよびTiの合計量（Ｖ+Nb+Ti）を0.04〜0.20％を満足するように調整することが好ましい。Nb+Tiが0.010％未満、またはＶ+Nb+Tiが0.04％未満では、析出強化の効果が十分でない。また、Nb+Tiが0.080％超え、またはＶ+Nb+Tiが0.20％超えでは、1140℃以下の加熱温度では炭窒化物の完全な溶体化が困難となり、冷却時に未固溶の炭窒化物を核に析出物が粗大化し、所望の高強度を確保することができなくなる。
Ｖに、NbおよびTiを複合して含有すると、上記したＶとNb、あるいはＶとTiの複合含有による強度上昇に加えて、さらに強度が上昇する。Ｖ、NbおよびTiを複合して含有する場合には、NbとTiの合計量（Nb+Ti）を0.010〜0.080％、Ｖ、NbおよびTiの合計量（Ｖ+Nb+Ti）を0.04〜0.20％を満足するように調整することが好ましい。Nb+Tiが0.010％未満、またはＶ+Nb+Tiが0.04％未満では、析出強化の効果が十分でない。また、Nb+Tiが0.080％超え、またはＶ+Nb+Tiが0.20％超えでは、1140℃以下の加熱温度では炭窒化物の完全な溶体化が困難となり、冷却時に未固溶の炭窒化物を核に析出物が粗大化し、所望の高強度を確保することができなくなる。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、機械的特性、表面性状などを低下させない範囲である、例えば、Cu：0.1％以下、Ni：0.1％以下、Sn：0.01％以下、Mo：0.01％以下、Cr：0.1％以下、Sb：0.01％以下、Ｏ：0.003％以下、Zr：0.01％以下などが許容できる。
本発明の高強度薄鋼板は、上記した組成を有し、さらに基地組織中に析出物が析出した
組織を有する。本発明の高強度薄鋼板では、基地組織は、熱延鋼板および冷延鋼板ともに、フェライトを主相とする組織とすることが好ましい。なお、フェライトを主相とする組織は、フェライト単相、あるいはフェライト以外に第二相として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのうち少なくとも1種を合計で20面積％以下含有してもよい。
本発明の高強度薄鋼板は、上記した組成を有し、さらに基地組織中に析出物が析出した
組織を有する。本発明の高強度薄鋼板では、基地組織は、熱延鋼板および冷延鋼板ともに、フェライトを主相とする組織とすることが好ましい。なお、フェライトを主相とする組織は、フェライト単相、あるいはフェライト以外に第二相として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのうち少なくとも1種を合計で20面積％以下含有してもよい。
また、基地組織中に析出する析出物は、Ｖの炭窒化物、および／または、ＶとNbおよび／またはTiとの複合炭窒化物とし、析出物は、20nm以下の平均粒径を有し、10３個／μm３以上の密度で存在することが好ましい。析出物の平均粒径、密度が、上記した範囲を外れると、所望の析出強化が期待できず、所望の高強度を確保できなくなる。
つぎに、本発明高強度薄鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成の鋼素材を出発素材として用いる。鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法を用いて溶製し、連続鋳造法等の常用の方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
つぎに、本発明高強度薄鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成の鋼素材を出発素材として用いる。鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法を用いて溶製し、連続鋳造法等の常用の方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
本発明の製造方法では、上記した組成を有する鋼素材に、熱間圧延と、冷却処理と、巻取り処理とを施し、熱延板とする。
熱間圧延では、まず鋼素材を加熱温度：1050〜1140℃に加熱する。
加熱温度が1140℃を超えると、環境への悪影響が増大するとともに、鋼板製造コストの高騰および生産性の低下を招く。また、1140℃を超える加熱を行なっても、更なる機械的特性の向上も少ない。さらに、環境負荷軽減のためには、1100℃以下が好ましい。一方、1050℃未満では、合金元素の拡散が不十分となり、炭窒化物の溶体化が不十分となり、析出強化能が不足する。このため、本発明では鋼素材の加熱温度は1050〜1140℃の範囲に限定した。
熱間圧延では、まず鋼素材を加熱温度：1050〜1140℃に加熱する。
加熱温度が1140℃を超えると、環境への悪影響が増大するとともに、鋼板製造コストの高騰および生産性の低下を招く。また、1140℃を超える加熱を行なっても、更なる機械的特性の向上も少ない。さらに、環境負荷軽減のためには、1100℃以下が好ましい。一方、1050℃未満では、合金元素の拡散が不十分となり、炭窒化物の溶体化が不十分となり、析出強化能が不足する。このため、本発明では鋼素材の加熱温度は1050〜1140℃の範囲に限定した。
なお、鋼素材として連続鋳造鋳片を用いる場合には、鋼素材の温度が1050℃以上であれば、鋳造後そのまま熱間圧延する直接圧延を行なっても、材質上の問題は生じない。しかし、直接圧延は、連続鋳造ラインまたは、熱間圧延ラインのいずれか低い方の単位時間あたりの生産量で、熱延工程の生産量が制限されるので、生産能率の観点からは好ましくない。
加熱された鋼素材はついで、圧延終了温度を830℃以上とする熱間圧延を施される。
圧延終了温度が830℃未満では、得られる熱延板(熱延鋼板)の組織が不均一となり、伸びが低下する。このため、熱間圧延の圧延終了温度は830℃以上に限定した。なお、熱間圧延においては、圧延終了温度以外の熱延条件、例えば圧下率等、はとくに限定されない。
圧延終了温度が830℃未満では、得られる熱延板(熱延鋼板)の組織が不均一となり、伸びが低下する。このため、熱間圧延の圧延終了温度は830℃以上に限定した。なお、熱間圧延においては、圧延終了温度以外の熱延条件、例えば圧下率等、はとくに限定されない。
熱間圧延終了後、平均冷却速度：20℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する冷却処理を施す。
冷却における平均冷却速度が20℃／ｓ未満では、ランナウトテーブル上の比較的高温域で、析出強化に寄与しない粗大なTi、Nb、Ｖの炭窒化物が多量に析出し、強度が著しく低下する。このため、冷却処理における平均冷却速度は20℃／ｓ以上に限定した。なお、好ましくは40〜100℃／ｓである。冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、冷却設備の能力に依存した、700℃／ｓ程度以下である。また、上記した冷却速度での冷却は、フェライト相の等軸化の観点から、720〜650℃の範囲の温度までとすることが好ましい。冷却の停止温度が650℃未満では、針状フェライト相またはベイナイト相が生成し、伸びが低下する。一方、720℃を超える高温ではフェライト相が粗大化し強度が低下する。
冷却における平均冷却速度が20℃／ｓ未満では、ランナウトテーブル上の比較的高温域で、析出強化に寄与しない粗大なTi、Nb、Ｖの炭窒化物が多量に析出し、強度が著しく低下する。このため、冷却処理における平均冷却速度は20℃／ｓ以上に限定した。なお、好ましくは40〜100℃／ｓである。冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、冷却設備の能力に依存した、700℃／ｓ程度以下である。また、上記した冷却速度での冷却は、フェライト相の等軸化の観点から、720〜650℃の範囲の温度までとすることが好ましい。冷却の停止温度が650℃未満では、針状フェライト相またはベイナイト相が生成し、伸びが低下する。一方、720℃を超える高温ではフェライト相が粗大化し強度が低下する。
冷却後、巻取り温度：500〜620℃で巻き取る。
巻取り温度が500℃未満では、ベイナイト組織が生成して伸びが低下する。一方、620℃を超えると、強化に寄与しない粗大なTi、Nb、Ｖの炭窒化物が多量に析出するため、強度が著しく低下する。このため、巻取り温度は500〜620℃の範囲に限定した。
熱延板には、さらに溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。その場合の焼鈍温度は820℃以下とすることが好ましい。
巻取り温度が500℃未満では、ベイナイト組織が生成して伸びが低下する。一方、620℃を超えると、強化に寄与しない粗大なTi、Nb、Ｖの炭窒化物が多量に析出するため、強度が著しく低下する。このため、巻取り温度は500〜620℃の範囲に限定した。
熱延板には、さらに溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。その場合の焼鈍温度は820℃以下とすることが好ましい。
また、上記した工程で製造された熱延板（熱延鋼板）に、さらに冷間圧延（冷延）、および再結晶焼鈍を施して、冷延板（冷延鋼板）とすることもできる。
熱延板に施す冷間圧延は、所定の寸法形状を確保できればよく、その条件はとくに限定されない。冷間圧延後、再結晶焼鈍を施す。
再結晶焼鈍は、冷延歪を除去する目的で実施するが、製造能率が高く、また析出物の粗大化による鋼板の軟化を抑制できる連続焼鈍とすることが好ましい。なお、焼鈍温度は720℃〜820℃の範囲の温度とすることが好ましい。焼鈍温度が720℃未満では上記した焼鈍の効果が十分でなく、一方、820℃を超えると、Ti、Nb、Ｖの析出物が粗大化し、強度が低下する。なお、連続焼鈍時に、同時に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行ってもよい。
熱延板に施す冷間圧延は、所定の寸法形状を確保できればよく、その条件はとくに限定されない。冷間圧延後、再結晶焼鈍を施す。
再結晶焼鈍は、冷延歪を除去する目的で実施するが、製造能率が高く、また析出物の粗大化による鋼板の軟化を抑制できる連続焼鈍とすることが好ましい。なお、焼鈍温度は720℃〜820℃の範囲の温度とすることが好ましい。焼鈍温度が720℃未満では上記した焼鈍の効果が十分でなく、一方、820℃を超えると、Ti、Nb、Ｖの析出物が粗大化し、強度が低下する。なお、連続焼鈍時に、同時に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行ってもよい。
上記のような工程で製造された、熱延鋼板または冷延鋼板には、さらに形状矯正および表面粗さ調整のため、伸び率：0.1〜2.0％のスキンパス（調質圧延）を施してもよい。また、さらに電気亜鉛めっき、有機潤滑被覆など各種の表面処理を行ってもよい。
（実施例1）
表１に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ）とした。得られた鋼素材（スラブ）を用い、製造条件を一定として、熱延鋼板または冷延鋼板を製造した。すなわち、スラブを一旦800℃以下まで冷却した後、加熱温度1090℃に再加熱した。加熱されたスラブに、ついで圧延終了温度：830〜850℃の熱間圧延、平均冷却速度：40〜60℃/ｓの冷却処理、および巻取り温度：580〜620℃の巻取り処理を施し、板厚：2.6mmの熱延板とした。なお、一部の熱延板には、さらに圧下率：50％の冷間圧延および焼鈍温度：800℃の再結晶焼鈍を施し板厚：1.4mmの冷延板とした。
表１に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ）とした。得られた鋼素材（スラブ）を用い、製造条件を一定として、熱延鋼板または冷延鋼板を製造した。すなわち、スラブを一旦800℃以下まで冷却した後、加熱温度1090℃に再加熱した。加熱されたスラブに、ついで圧延終了温度：830〜850℃の熱間圧延、平均冷却速度：40〜60℃/ｓの冷却処理、および巻取り温度：580〜620℃の巻取り処理を施し、板厚：2.6mmの熱延板とした。なお、一部の熱延板には、さらに圧下率：50％の冷間圧延および焼鈍温度：800℃の再結晶焼鈍を施し板厚：1.4mmの冷延板とした。
得られた鋼板について、金属組織および引張特性を調査した。
得られた鋼板(熱延板、冷延板)から、組織観察用試験片を採取し、該試験片を研磨、ナイタール腐食して、光学顕微鏡および分析装置付透過型電子顕微鏡を用いて組織を観察した、組織の種類、および、析出物の種類、平均粒径、存在密度を調査した。
得られた鋼板(熱延板、冷延板)から、引張試験片（JIS ５号試験片）を引張方向が圧延方向と直角方向となるように採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSおよび伸びElを求めた。
得られた鋼板(熱延板、冷延板)から、組織観察用試験片を採取し、該試験片を研磨、ナイタール腐食して、光学顕微鏡および分析装置付透過型電子顕微鏡を用いて組織を観察した、組織の種類、および、析出物の種類、平均粒径、存在密度を調査した。
得られた鋼板(熱延板、冷延板)から、引張試験片（JIS ５号試験片）を引張方向が圧延方向と直角方向となるように採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSおよび伸びElを求めた。
得られた結果を表２に併記して示す。
本発明例はいずれも、引張強さTS：590MPa以上の高強度と、伸びEl：25％以上の高延性を兼備する高強度薄鋼板となっている。また、本発明例はいずれも、基地組織がパーライトを10面積％以下含む、ほぼフェライト単相の金属組織であり、基地組織中に平均粒径：20nm以下のＶを含有する炭窒化物が１〜２×10３個／μm３の密度で析出していた。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、TSが590MPa未満で、所望の高強度が得られていない。
Ｃ含有量が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼板No.Ａ）、Ｃ含有量が本発明の範囲を高く低く外れる比較例（鋼板No.Ｄ）、Nb含有量が本発明の範囲を高く低く外れる比較例（鋼板No.Ｉ）、Nb+Ti含有量が本発明の範囲を高く低く外れる比較例（鋼板No.Ｈ）、はいずれも、TSが590MPa未満である。
また、Si含有量が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.Ｋ）は、熱延工程で赤スケールと呼ばれる表面欠陥が発生し、製品の表面性状が低下した。
また、Si含有量が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.Ｋ）は、熱延工程で赤スケールと呼ばれる表面欠陥が発生し、製品の表面性状が低下した。
また、V+Ti含有量が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.Ｍ）、Ｖ含有量が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼板No.Ｑ）、Nb+Ti含有量およびＶ+Nb+Ti含有量が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.Ｒ）、Mn含有量が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼板No.Ｓ）、Ｖ含有量が本発明の範囲を高く低く外れる比較例（鋼板No.Ｔ）はいずれも、TSが590MPa未満である。なお、Mn含有量が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.Ｖ）は伸びElが18％と延性が低下している。
（実施例2）
表１に示す組成の鋼素材（一部）に、表３に示す条件で、熱間圧延、冷却処理、および巻取り処理を施し、板厚：1.6〜3.2mmの熱延板とした。一部の熱延板には、さらに酸洗し、連続溶融亜鉛めっき設備（CGL）で焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施した。
（実施例2）
表１に示す組成の鋼素材（一部）に、表３に示す条件で、熱間圧延、冷却処理、および巻取り処理を施し、板厚：1.6〜3.2mmの熱延板とした。一部の熱延板には、さらに酸洗し、連続溶融亜鉛めっき設備（CGL）で焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施した。
また、一部の熱延板には、さらに、酸洗でスケール除去したのち、表３に示す条件で冷間圧延および再結晶焼鈍を施し、板厚：1.2〜2.0mmの冷延板とした。一部の冷延板には、さらに連続溶融亜鉛めっき設備（CGL）で焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施した。
得られた鋼板について、金属組織および引張特性を調査した。
得られた鋼板(熱延板、冷延板)から、組織観察用試験片を採取し、該試験片を研磨、ナイタール腐食して、光学顕微鏡および分析装置付透過型電子顕微鏡を用いて組織を観察した、組織の種類、および、析出物の種類、平均粒径、存在密度を調査した。
得られた鋼板について、金属組織および引張特性を調査した。
得られた鋼板(熱延板、冷延板)から、組織観察用試験片を採取し、該試験片を研磨、ナイタール腐食して、光学顕微鏡および分析装置付透過型電子顕微鏡を用いて組織を観察した、組織の種類、および、析出物の種類、平均粒径、存在密度を調査した。
得られた鋼板(熱延板、冷延板)から、引張試験片（JIS ５号試験片）を引張方向が圧延方向と直角方向となるように採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSおよび伸びElを求めた。
得られた結果を表３に併記して示す。
得られた結果を表３に併記して示す。
本発明例はいずれも、引張強さTS：590MPa以上の高強度と、伸びEl：25％以上の高延性を兼備する高強度薄鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、TSが590MPa未満で、所望の高強度が得られていないか、あるいは伸びElが25％未満で高い延性が得られていない。
鋼素材の加熱温度が本発明の好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.2J、2W）では、TSが590MPa未満で、所望の高強度が得られていない。なお、鋼素材の加熱温度が本発明の好適範囲を高く外れた従来例（鋼板No.2X、2K）では、加熱炉作業の能率が低く、生産性が著しく低下した。
鋼素材の加熱温度が本発明の好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.2J、2W）では、TSが590MPa未満で、所望の高強度が得られていない。なお、鋼素材の加熱温度が本発明の好適範囲を高く外れた従来例（鋼板No.2X、2K）では、加熱炉作業の能率が低く、生産性が著しく低下した。
熱間圧延の圧延終了温度が本発明の好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.2D、2M）では、伸びElが24％と低く延性が低下している。
また、熱延後の冷却で平均冷却速度が本発明の好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.2F、2R）では、TSが590MPa未満で、所望の高強度が得られていない。
巻取り温度が本発明の好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.2C）では、伸びElが23％と低く延性が低下しており、巻取り温度が本発明の好適範囲を高く外れた比較例（鋼板No.2I、No.2N）では、TSが590MPa未満で、所望の高強度が得られていない。
また、熱延後の冷却で平均冷却速度が本発明の好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.2F、2R）では、TSが590MPa未満で、所望の高強度が得られていない。
巻取り温度が本発明の好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.2C）では、伸びElが23％と低く延性が低下しており、巻取り温度が本発明の好適範囲を高く外れた比較例（鋼板No.2I、No.2N）では、TSが590MPa未満で、所望の高強度が得られていない。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ：0.030〜0.070％、 Si：0.5％以下、
Mn：1.2〜2.0％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、 Ｎ：0.0049％以下、
Sol.Al：0.01〜0.1％
を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強さ：590MPa以上、伸びEl：25％以上を有することを特徴とする析出強化型高強度熱延薄鋼板。 - 前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.04〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖと、Nb またはTiの合計で0.05〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする請求項１に記載の析出強化型高強度熱延薄鋼板。
- 前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、かつＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする請求項１に記載の析出強化型高強度熱延薄鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：0.030〜0.070％、 Si：0.5％以下、
Mn：1.2〜2.0％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、 Ｎ：0.0049％以下、
Sol.Al：0.01〜0.1％
を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、該鋼素材を加熱温度：1050〜1140℃に加熱し圧延終了温度を830℃以上とする熱間圧延と、該熱間圧延終了後に、平均冷却速度：20℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する冷却処理と、巻取り温度：500〜620℃で巻き取る巻取り処理とを施し、熱延板とすることを特徴とする引張強さ：590MPa以上、伸びEl：25％以上を有する析出強化型高強度熱延薄鋼板の製造方法。 - 前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.04〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖと、NbまたはTiの合計で0.05〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする請求項４に記載の析出強化型高強度熱延薄鋼板の製造方法。
- 前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、およびＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする請求項４に記載の析出強化型高強度熱延薄鋼板の製造方法。
- 請求項４ないし６のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法で製造された熱延板を素材として、さらに、冷間圧延と、焼鈍温度を720〜820℃とする再結晶焼鈍と、を順次施すことを特徴とする引張強さ：590MPa以上、伸びEl：25％以上を有する析出強化型高強度冷延薄鋼板の製造方法。
- 質量％で、
Ｃ：0.030〜0.070％、 Si：0.5％以下、
Mn：1.2〜2.0％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、 Ｎ：0.0049％以下、
Sol.Al：0.01〜0.1％
を含み、さらに、Ｖ：0.06〜0.20％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強さが590MPa以上、伸びEl：25％以上を有することを特徴とする析出強化型高強度冷延薄鋼板。 - 前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％を含有に代えて、質量％で、Ｖ：0.04〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％またはTi：0.005〜0.080％を、Ｖと、Nb またはTiの合計で0.05〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする請求項８に記載の析出強化型高強度冷延薄鋼板。
- 前記組成における前記Ｖ：0.06〜0.20％に代えて、質量％で、Ｖ：0.03〜0.20％と、さらにNb：0.005〜0.049％およびTi：0.005〜0.080％を、NbとTiの合計で0.010〜0.080％、かつＶ、NbおよびTiの合計で0.04〜0.20％を満足するように含有することを特徴とする請求項８に記載の析出強化型高強度冷延薄鋼板。
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