JP2008174805A - 高降伏強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高い降伏強度と良好な曲げ特性が要求される自動車の衝突安全部材などに適した高降伏強度熱延鋼板を提供すること。
【解決手段】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％、Ｃｏ：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、実質的にフェライト単相組織であり、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物と、Ｖのみを含む炭化物が分散析出するとともに、それらの炭化物が０．１０００＜Ｔｐ＋Ｖｐ＜０．４０００（Ｔｐ：Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）、Ｖｐ：Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％））を満たす。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用部材の素材に適した、曲げ特性に優れた、降伏強度１０００ＭＰａ以上の高降伏強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、自動車には乗員保護のため衝突安全性能の向上が強く求められている。衝突安全性能の向上のためには、キャビン周りに使用される部品の高降伏強度化が有効であるが、従来の高張力鋼板いわゆるハイテンには降伏強度で１０００ＭＰａ以上の鋼板を得ることは困難であった。このため現状では、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、降伏強度が１０００ＭＰａを超える部品を製造している（ダイクエンチ法）。しかしながら、この加工方法は、生産性が悪いばかりでなく、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（例えば、曲げ加工など）が全くできないなどの種々の問題点がある。このため衝突安全部材として使用可能な降伏強度１０００ＭＰａ以上の曲げ加工性、特に加工後の曲げ加工性に優れた鋼板の開発が急務とされている。

このように、組織をマルテンサイトとすれば降伏強度が１０００ＭＰａ以上の鋼板を得ることができるものの、マルテンサイト鋼板は伸びおよび曲げ特性が低く、自動車の衝突安全部材に加工することが困難であるため、降伏強度と曲げ加工性を兼備した新しい高張力鋼板が要望されている。

新しい高張力鋼板を得る技術としては、高強度化（ＴＳの向上）に注力した技術が多く、例えば、超高張力鋼板を得る技術として、特許文献１や特許文献２のような技術が提案されている。特許文献１、２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、特許文献１に記載された技術では、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、また製造が可能であっても設備に大きな負荷がかかる。さらに、これらの技術でも降伏強度で１０００ＭＰａ以上を得ることは難しい。
特開２００３−８９８４８号公報 特開２００２−３２２５３９号公報

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、高い降伏強度と良好な曲げ特性が要求される自動車の衝突安全部材などに適した降伏強度１０００ＭＰａ以上の曲げ特性、特に、加工後の曲げ特性に優れた高降伏強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

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）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ことにより、高い降伏強度と良好な曲げ加工性が得られる。
（ｂ）１０００ＭＰａ以上の降伏強度と曲げ特性を両立させるためには、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖを添加し、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物と、Ｖのみを含む炭化物とを微細分散析出させることが有効である。
（ｃ）加工後の曲げ特性向上には、炭化物の微細分散に加え微量のＣｏ添加が有効である。

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）〜（３）を提供する。
（１）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％、Ｃｏ：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、実質的にフェライト単相組織であり、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物と、Ｖのみを含む炭化物が分散析出するとともに、それらの炭化物が下式を満たすことを特徴とする降伏強度１０００ＭＰａ以上の高降伏強度熱延鋼板。
０．１０００＜Ｔｐ＋Ｖｐ＜０．４０００
ただし、
Ｔｐ：Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）、
Ｖｐ：Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％）
を表す。
（２）表面に溶融亜鉛系めっき被膜を有することを特徴とする上記（１）に記載の降伏強度１０００ＭＰａ以上の高降伏強度熱延鋼板。
（３）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％、Ｃｏ：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鋼素材に対し、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施し、実質的にフェライト単相組織であり、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物と、Ｖのみを含む炭化物が分散析出するとともに、それらの炭化物が下式を満たす鋼板を得ることを特徴とする、降伏強度１０００ＭＰａ以上の高降伏強度熱延鋼板の製造方法。
０．１０００＜Ｔｐ＋Ｖｐ＜０．４０００
ただし、
Ｔｐ：Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）、
Ｖｐ：Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％）
を表す。

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、微量のフェライト以外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。

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を含む複合炭化物と、Ｖのみを含む炭化物を分散析出させること、および微量のＣｏを添加することにより、１０％程度の引張加工に相当する加工後の曲げ特性が著しく向上した、降伏強度１０００ＭＰａ以上の鋼板を得ることができる。

以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
高周波真空溶解炉でＣ：０．１６％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．３５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０５％、Ｎ：０．００３％、Ｍｏ：０．３２％、Ｔｉ：０．１６％とし、Ｖ：０．１〜０．３％、Ｃｏ：０．０００５〜０．００６０％で変化させた鋼を溶製し、分塊圧延により板厚２７ｍｍの実験室熱延用シートバーとした。このようにして得られたシートバーを１２７０℃に加熱後、７パスの熱間圧延により板厚３．０ｍｍの熱延鋼板を作製した。このとき、仕上げ圧延終了温度は９５０℃とし、熱延後は直ちに冷却速度７０℃／ｓで冷却し、巻き取り処理として、６１０℃で１時間保持を行ったのち炉冷した。こうして得られた熱延板を酸洗したのち、冷間圧延により圧下率１０％の冷間加工を施した。冷間加工率を１０％としたのは、衝突安全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、曲げ加工が行われる場合を想定してのものである。冷間加工後の鋼板から、曲げ加工試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８（１９９６）に基づいて押し曲げ法にて曲げ試験を行い、割れの発生する曲げ角度を曲げ限界角度として求めた。鋼にＴｉ、ＭｏおよびＶを複合添加した場合には、炭化物形成能力の高いＴｉを核にまずＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が析出すると考えられる。その後、Ｔｉがすべて消費され、かつＶが固溶状態で残存している場合には、Ｖのみを含む炭化物が析出する。したがって、鋼の降伏強度に対しては、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物量とＶのみを含む炭化物量が影響すると考えられる。そこで、降伏強度とこれら炭化物量の和との関係を検討した。図１に降伏強度（ＹＳ）におよぼすＴｐ＋Ｖｐ量（Ｔｐ：Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）、Ｖｐ：Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％））の影響を示す。また、図２に１０％冷間加工後の曲げ限界角度におよぼすＣｏ量の影響を示す。なお、図１はＣｏ：０．００１０〜０．００２０％、図２はＴｐ＋Ｖｐ：０．２０００〜０．３０００％とした場合の結果である。図１から降伏強度１０００ＭＰａを得るためにはＴｐ＋Ｖｐ量を０．１０００％以上とする必要があることが分かる。また、図２から曲げ限界角はＣｏ添加量が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。なお、Ｃｏ添加量が０．００１０％以上の曲げ限界角は９０度以上となり、たとえ曲げ加工前に鋼板に加工が施されていても、角筒形状に加工可能であり、加工後の曲げ特性に優れることが分かる。

なお、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）およびＶのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％）は以下のようにして求めた。
（１）熱延板を酸洗後、（社）日本鉄鋼協会分析部会の推奨法に基づき、ＡＡ系電解液（１０％アセチルアセトン−１％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）でサンプルを電解処理し、抽出残渣を孔径０．２マイクロメートルのフィルタでろ過捕集して、炭化物として析出しているＴｉをＡ（ｍａｓｓ％）、ＭｏをＢ（ｍａｓｓ％）、ＶをＣ（ｍａｓｓ％）とする。
（２）次に鋼板の板厚１／４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。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Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量を測定し、３０個の平均組成からＴｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物中のＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比を１：ｂ：ｃの形式で求める。
（３）上記（１）、（２）の結果をもとにＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物として析出しているＴｉ量、Ｔｐ（ｍａｓｓ％）を下記の３つの場合に分けて定義する。
（ｉ）ＴｐがＴｉ量律速の場合（Ａ／４８＜（Ｂ／９６／ｂ）かつＡ／４８＜（Ｃ／５１／ｃ）の場合）
Ｔｐ＝Ａ
（ii）ＴｐがＭｏ量律速の場合（Ａ／４８＞（Ｂ／９６／ｂ）かつ（Ｃ／５１／ｃ）＞（Ｂ／９６／ｂ）の場合）
Ｔｐ＝（Ｂ／９６／ｂ）＊４８
（iii）ＴｐがＶ量律速の場合（Ａ／４８＞（Ｃ／５１／ｃ）かつ（Ｂ／９６／ｂ）＞（Ｃ／５１／ｃ）の場合）
Ｔｐ＝（Ｃ／５１／ｃ）＊４８
（４）上記（３）で求めたＴｐをもとに、Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量、Ｖｐ（ｍａｓｓ％）を次式により定義する。
Ｖｐ＝Ｃ−（Ｔｐ／４８）＊５１＊ｃ

本発明は、上記実験結果に基づくものであり、以下、本発明について、金属組織、化学成分、製造方法等に分けて具体的に説明する。

［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およびＶを１種または２種以上含む炭化物が析出している。

・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、加工後の曲げ特性に対して、粗大で硬質な第２相などほとんどが存在せず、延性に富むフェライト単相組織とすることが、有効であるためである。しかし、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も本発明におけるフェライト相に含まれる。

・Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖを１種または２種以上含む炭化物
Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの３種を含む炭化物は、微細となり、析出量も確保できるため鋼を強化するのに有効である。しかしながら、降伏強度１０００ＭＰａをＴｉ、Ｍｏ、Ｖの３種を含む炭化物のみで得ようとすると、析出の核となるＴｉを大量に添加することが必要となるが、大量のＴｉ添加はスラブ加熱時のＴｉ炭化物の溶け残りにつながり、結局は所望の降伏強度を得ることができなくなる。本発明者らは、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの３種を含む炭化物とＶのみを含む炭化物を適切に組み合わせて用いることで、１１００〜１３００℃のスラブ加熱温度でもＴｉ炭化物が溶解し、かつ熱間圧延後の巻き取り工程において、微細なＴｉ、Ｍｏ、Ｖの３種を含む炭化物とＶのみを含む炭化物が分散析出することで、降伏強度１０００ＭＰａ以上が得られることを見出した。

特許文献１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降伏強度１０００ＭＰａ以上を得るべく、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。これに対し、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。

また、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本発明者らが発見したのである。

これは、以下の理由によるものと推定される。
すなわち、ＭｏおよびＶ、特にＭｏは析出物形成傾向（炭化物形成傾向）がＴｉよりも弱い。このため、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と考えられる。

一方、ＶとＣの組み合わせは溶解温度が非常に低く、高い降伏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。以上の点を考慮すると、降伏強度１０００ＭＰａ以上を得るためには、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの３種を含む炭化物とＶのみを含む炭化物の両者を用いることが、最も有効と考えられる。

そして、１０００ＭＰａ以上の降伏強度を得るためには、次式を満足することが必要であることがわかった。
０．１０００＜Ｔｐ＋Ｖｐ＜０．４０００
ただし、
Ｔｐ：Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）
Ｖｐ：Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％）

さらに、上記の炭化物の平均粒径を２０ｎｍ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、上記の炭化物平均粒径２０ｎｍ未満とすることが好ましく、さらに好ましくは、平均粒径が１０ｎｍ以下である。

［化学成分］
・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。一層好ましいＣ含有量範囲は、０．１１〜０．２％である。

・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、曲げ特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テナイトの圧延荷重を低減し、薄物の製造が容易となる。また、０．３％を超えて添加すると、めっき性が低下する。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。

・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％以上である。

・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。

・Ｓ：０．００５％以下
Ｓは少ないほど好ましく、０．００５％を超えると曲げ特性が低下するため、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０．０００５％程度である。

・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曲げ加工性が低下するため、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。

・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０．０００５％程度である。

・Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０．０５％以上含有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、曲げ特性を低下させず、鋼を強化することができる。しかし、０．５％を超えて含有すると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下し、曲げ特性も低下するため、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．５％が好ましい。なお、より好ましい下限値は０．１５％、より好ましい上限値は０．４％である。

・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％を超えると曲げ特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、これ以上含有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。

・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Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの３種を含む炭化物とすることが必要である。加えて、降伏強度１０００ＭＰａ以上を得るためには、Ｖのみを含む炭化物を用いることも必要である。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、上述した０．１０００＜Ｔｐ＋Ｖｐ＜０．４０００を満足できることがわかった。Ｖの含有量が０．１５％以下では、Ｖのみを含む炭化物の析出量が不足して、十分な降伏強度が得られない。一方、Ｖの含有量が１．２％を超えると固溶Ｖが多くなり、曲げ特性が低下する。したがって、Ｖの含有量は０．１５超〜１．２％が好ましい。より好ましくは、０．２〜１．０％である。

・Ｃｏ：０．００１０〜０．００５０％
Ｃｏは本発明において、加工後の曲げ特性を確保するうえで重要な元素である。Ｃｏを０．００１％以上含有することにより、１０％冷間加工後の曲げ特性が向上する。ただし、その効果は０．００５０％以上で飽和する。したがって、上記効果を得るため、Ｔａ含有量の下限は０．００１０％が好ましく、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％が好ましい。より好ましくは、０．００１５〜０．００４０％である。

・その他
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。とくに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Ｃ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、さらに好ましくは０．００５％以下とする。

本発明の鋼板の化学組成における残部は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、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０．０５％以下である。

［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、熱間圧延に供する鋼素材である鋼片（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。

本発明の鋼板の板厚、すなわち熱間圧延後の板厚は、１．４〜４．０ｍｍ程度が好適であるが、特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することができる。これは、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主に圧延後の巻取り工程で析出させるからであり、そのため、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。

・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。

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で再固溶を達成できる。

・仕上圧延終了温度：８８０℃以上
仕上圧延終了温度は圧延荷重の低減に重要である。８８０℃未満では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。上限は特に規定する必要はないが、９００〜１０５０℃の範囲で仕上圧延を終了することが好ましい。

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。

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り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。

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、上述した関係式０．１０００＜Ｔｐ＋Ｖｐ＜０．４０００を達成することができる。

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９０ｍａｓｓ％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１）
表１に示す化学成分を有する鋼片を、１１５０〜１２７０℃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８５０〜１０２０℃で、板厚３．０ｍｍに仕上げた。この後、５４０〜６８０℃の温度範囲で巻取りコイルとしたのち、酸洗により表面のスケールを除去した。

得たれた鋼板から圧延垂直方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、鋼板の機械的性質を調査した。また、酸洗板に冷間圧延により圧下率１０％の冷間加工を施した。冷間加工後の鋼板から、曲げ加工試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８（１９９６）に基づいて押し曲げ法にて曲げ試験を行い、割れの発生する曲げ角度を曲げ限界角度として求めた。

鋼板中のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）およびＶのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％）は以下のようにして求めた。
（１）熱延板を酸洗後、ＡＡ系の電解液を用いて抽出した残渣から炭化物として析出しているＴｉをＡ（ｍａｓｓ％）、ＭｏをＢ（ｍａｓｓ％）、ＶをＣ（ｍａｓｓ％）とする。
（２）次に鋼板の板厚１／４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。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Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量を測定し、３０個の平均組成からＴｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物中のＴｉ：Ｍｏ：Ｖの原子比を１：ｂ：ｃの形式で求める。
（３）上記（１）、（２）の結果をもとにＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物として析出しているＴｉ量、Ｔｐ（ｍａｓｓ％）を下記の３つの場合に分けて定義する。
（ｉ）ＴｐがＴｉ量律速の場合（Ａ／４８＜（Ｂ／９６／ｂ）かつＡ／４８＜（Ｃ／５１／ｃ）の場合）
Ｔｐ＝Ａ
（ii）ＴｐがＭｏ量律速の場合（Ａ／４８＞（Ｂ／９６／ｂ）かつ（Ｃ／５１／ｃ）＞（Ｂ／９６／ｂ）の場合）
Ｔｐ＝（Ｂ／９６／ｂ）＊４８
（iii）ＴｐがＶ量律速の場合（Ａ／４８＞（Ｃ／５１／ｃ）かつ（Ｂ／９６／ｂ）＞（Ｃ／５１／ｃ）の場合）
Ｔｐ＝（Ｃ／５１／ｃ）＊４８
（４）上記（３）で求めたＴｐをもとに、Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量、Ｖｐ（ｍａｓｓ％）を次式により定義する。
Ｖｐ＝Ｃ−（Ｔｐ／４８）＊５１＊ｃ

表２に製造条件および上記のようにして求めた炭化物として析出しているＴｉ量、Ｍｏ量、Ｖ量を示し、表３にＴｐ、Ｖｐ、Ｔｐ＋Ｖｐの値、ならびに降伏強度（ＹＳ）および曲げ限界角度を示す。これら表２、３に示す通り、本発明鋼を用いた発明例の鋼板は、いずれも降伏強度１０００ＭＰａ以上の高降伏強度を示すと同時に１０％冷間加工後の曲げ限界角度も９０度以上となり、加工後の曲げ特性にも優れる。比較例は、降伏強度が１０００ＭＰａに達しないあるいは加工後の曲げ限界角度が９０度未満であることがわかる。なお、別途鋼組織観察を行い、本発明鋼を用いた発明例の鋼板は、フェライト相が面積比率で９５％以上であり、実質的にフェライト単相組織であることを確認している。

（実施例２）
表１に化学成分を示す鋼のうちＤ、Ｇ、Ｋ、Ｌ鋼を仕上圧延終了温度９５０〜９８０℃、巻取温度６１０〜６２０℃で熱間圧延を行い、板厚１．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。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。

得られためっき鋼板から圧延垂直方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、鋼板の機械的性質を調査した。また、熱延板を酸洗したのち、冷間圧延にて圧下率１０％の冷間加工を施した。冷間加工後の鋼板から、曲げ加工試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８（１９９６）に基づいて押し曲げ法にて曲げ試験を行い、割れの発生する曲げ角度を曲げ限界角度として求めた。

また、めっき鋼板の表面を機械的な研削加工によりめっきを除去した後、実施例１と同様の方法によりＴｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）およびＶのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％）を求めた。

表４に製造条件および上記のようにして求めた炭化物として析出しているＴｉ量、Ｍｏ量、Ｖ量を示し、表５にＴｐ、Ｖｐ、Ｔｐ＋Ｖｐの値、ならびに降伏強度（ＹＳ）および曲げ限界角度を示す。これら表４、５に示す通り、本発明例は溶融亜鉛めっきを行っても、いずれも降伏強度１０００ＭＰａ以上の高降伏強度を示すと同時に１０％冷間加工後の曲げ限界角度も９０度以上となり、加工後の曲げ特性にも優れる。一方、比較例は、降伏強度が１０００ＭＰａに達しないかあるいは加工後の曲げ限界角度が９０度未満であることがわかる。なお、実施例１と同様に別途鋼組織観察を行い、本発明鋼を用いた発明例の鋼板は、フェライト相が面積比率で９５％以上であり、実質的にフェライト単相組織であることを確認している。

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を含む複合炭化物と、Ｖのみを含む炭化物を分散析出させること、および微量のＣｏ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曲げ特性が顕著に向上する降伏強度１０００ＭＰａ以上の鋼板が得られる。本発明の鋼板は高い降伏強度と良好な曲げ特性が要求される自動車の衝突安全部材などに好適であり、本発明の鋼板を用いることにより、自動車部品製造に際して、生産性の向上や品質向上に寄与することができる。

降伏強度（ＹＳ）に及ぼすＴｐ＋Ｖｐ量の影響を示すグラフ。 １０％冷間加工後の曲げ限界角度におよぼすＣｏ量の影響を示すグラフ。

Claims (3)

1. 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％、Ｃｏ：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、実質的にフェライト単相組織であり、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物と、Ｖのみを含む炭化物が分散析出するとともに、それらの炭化物が下式を満たすことを特徴とする降伏強度１０００ＭＰａ以上の高降伏強度熱延鋼板。
   ０．１０００＜Ｔｐ＋Ｖｐ＜０．４０００
   ただし、
   Ｔｐ：Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）、
   Ｖｐ：Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％）
2. 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に記載の降伏強度１０００ＭＰａ以上の高降伏強度熱延鋼板。
3. 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％、Ｃｏ：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鋼素材に対し、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施し、実質的にフェライト単相組織であり、Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物と、Ｖのみを含む炭化物が分散析出するとともに、それらの炭化物が下式を満たす鋼板を得ることを特徴とする、降伏強度１０００ＭＰａ以上の高降伏強度熱延鋼板の製造方法。
   ０．１０００＜Ｔｐ＋Ｖｐ＜０．４０００
   ただし、
   Ｔｐ：Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む複合炭化物として析出しているＴｉ量（ｍａｓｓ％）、
   Ｖｐ：Ｖのみを含む炭化物として析出しているＶ量（ｍａｓｓ％）

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