JP2008274360A - 降伏点伸びを制御した高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【目的】引張最大強度で５４０ＭＰａ以上の高強度、高い成形性を有し、降伏比が高く成形性に優れた高強度鋼板を提供すること。
【解決手段】本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４％〜０．１７％、Ｓｉ：０．００１〜０．６０％未満、Ｍｎ：１．２〜１．９％、Ｐ：０．００１〜０．０４％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１０％、Ｏ：０．００２〜０．０１０％、Ｎｂ、Ｔｉの少なくとも一方を合計で０．０１２〜０．０５２％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板組織が主として平均粒径５μｍ以下のフェライトとパーライト及び又は鉄系炭化物からなり、フェライト粒内に含まれるパーライト及び又は鉄系炭化物が、１平方ｍｍあたり３５００個以上存在し、引張最高強さＴＳが５４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ未満、降伏点伸びが０．５％以上４．５％未満である。
【選択図】なし
【解決手段】本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４％〜０．１７％、Ｓｉ：０．００１〜０．６０％未満、Ｍｎ：１．２〜１．９％、Ｐ：０．００１〜０．０４％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１０％、Ｏ：０．００２〜０．０１０％、Ｎｂ、Ｔｉの少なくとも一方を合計で０．０１２〜０．０５２％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板組織が主として平均粒径５μｍ以下のフェライトとパーライト及び又は鉄系炭化物からなり、フェライト粒内に含まれるパーライト及び又は鉄系炭化物が、１平方ｍｍあたり３５００個以上存在し、引張最高強さＴＳが５４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ未満、降伏点伸びが０．５％以上４．５％未満である。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車、建設機械、建材、家電向けに好適な高強度鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、高い衝突特性を有し、かつ、成形性に優れた鋼板及びその製造方法に関する。
近年、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保、及び、燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、高強度鋼板が適用されている。特に、衝突安全性確保に関しては、その安全意識の高まりに加え、法規制の強化から、多様な特性を有する高強度鋼板の開発が求められている。
自動車の車体としての衝突エネルギー吸収能力を高める方法としては、大きく分けて２つの手法がある。一つ目は、衝突時に大変形をさせることで、衝突の際に発生するエネルギーを吸収し、客室周りへのエネルギーの伝達を抑制する手法であり、もう一つとしては、鋼材の降伏応力を高めることで、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させる方法である。この結果、用途に応じて、鋼板に求められる特性は大きく異なる。
同時に、複雑な形状を有する部材の成形が要求されることから、成形性を損なわずに、これら衝突特性を向上させる鋼板の開発が望まれてきた。
自動車の車体としての衝突エネルギー吸収能力を高める方法としては、大きく分けて２つの手法がある。一つ目は、衝突時に大変形をさせることで、衝突の際に発生するエネルギーを吸収し、客室周りへのエネルギーの伝達を抑制する手法であり、もう一つとしては、鋼材の降伏応力を高めることで、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させる方法である。この結果、用途に応じて、鋼板に求められる特性は大きく異なる。
同時に、複雑な形状を有する部材の成形が要求されることから、成形性を損なわずに、これら衝突特性を向上させる鋼板の開発が望まれてきた。
衝突時に大変形をさせることで、衝突吸収エネルギーを高めた鋼板としては、特許文献１、２に記載の組織強化型の高強度鋼板であるデュアルフェイズ（ＤＰ）鋼が開発されてきた。この鋼板は、通常の歪速度での変形に比較し、車体衝突時に相当するような高歪速度で変形を行った場合、応力が高くなることが知られており、大変形下での衝突吸収エネルギーが高い。これらの鋼板は、組織をフェライトと呼ばれる軟質な組織と、マルテンサイトと呼ばれる硬質な組織よりなる複合組織とすることで、軟質なフェライトで成形性を確保し、硬質なマルテンサイトで強度を確保していることから、伸びが高く、成形性に優れている。このことから、複雑な形状を有する部品への適用が積極的になされてきた。一方では、フェライトは軟質であることから、低歪域においても低い応力で変形してしまう。この結果、低ひずみ域での応力は低いままであり、構造部材の変形を抑制できないことから、部材としての変形を抑えつつ、衝突エネルギーを吸収する部材へは適用出来ない。
一方で、降伏応力を増加させ、変形量を抑制しつつ、衝突吸収エネルギーを増加させる方法としては、降伏応力を増加させることが有効であることが知られている（非特許文献１）。しかしながら、引張最大応力を変えないで、降伏応力のみを増加させるのは難しいことから、使用する鋼板の引張り最大強度を増加させることで、降伏応力を高め、部材としての性能を向上させてきた。しかしながら、高強度化は、伸びや穴広げ性等の加工性の劣化を招くことから、複雑形状を有する部材への適用を行い難いという問題を有していた。成形性を確保しながら、衝突吸収エネルギーを増加させるためには、降伏応力のみ増加させる、即ち、降伏比の高い鋼板を開発する必要がある。降伏比（ＹＲ）とは、引張最大応力（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＰ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＰ/ＴＳで表される。
このような課題を解決する鋼板として、固溶強化、細粒強化、析出強化並びに焼き付け硬化を活用した鋼板がある。
このような課題を解決する鋼板として、固溶強化、細粒強化、析出強化並びに焼き付け硬化を活用した鋼板がある。
固溶強化を活用した鋼板とは、Ｓｉ、Ｍｎ及びＰ等の元素を多量に鋼板中に添加することで、軟質組織であるフェライトを高強度化した鋼板である。軟質なフェライトを強化することで、降伏比を高めることが可能である。
しかしながら、Ｓｉは酸化物を形成しやすいことから、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきライン通板時に、鋼板表面に酸化物を形成してしまうことから、冷延鋼板の化成性を劣化させる、あるいは、溶融亜鉛めっき鋼板であれば溶融亜鉛めっき時に不めっきを生じることから、耐食性の劣化を招く。この結果、特殊処理なしでＳｉを多量に添加することができない。
しかしながら、Ｓｉは酸化物を形成しやすいことから、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきライン通板時に、鋼板表面に酸化物を形成してしまうことから、冷延鋼板の化成性を劣化させる、あるいは、溶融亜鉛めっき鋼板であれば溶融亜鉛めっき時に不めっきを生じることから、耐食性の劣化を招く。この結果、特殊処理なしでＳｉを多量に添加することができない。
Ｍｎの多量添加は、焼入れ性を高めてしまい、組織をフェライトとマルテンサイトもしくはベイナイトよりなる組織へと変化させる。ベイナイトやマルテンサイトは、フェライトに比較し、低温で形成する。この時、フェライトを変形させ、フェライト中に変態転位を導入させる。導入された転位は、変形時に低い応力で活動可能であり、降伏応力を大幅に低下させることから、高い降伏比を確保することが出来ない。特に、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインは、高い生産性を確保するため、連続焼鈍ラインであれば、焼鈍から過時効帯までの冷却速度が、連続溶融亜鉛めっきラインであれば、焼鈍からめっき浴浸漬までの冷却速度が大きく、Ｓｉ、Ｍｎを多量に添加した場合は、ベイナイト組織やマルテンサイト組織を含む鋼になり、高い降伏比とすることは出来ない。また、鋼板に含まれるマルテンサイトは、引張最大強度を大幅に増加させることから、結果として、降伏比が下がってしまい、高い降伏比を確保することが出来ない。また、Ｍｎの固溶強化量はあまり高くないことから、固溶強化のみを用いて高い降伏比とするためには、多量の添加が必要であり、鋳造時の偏析等を助長し、大幅な成形性の劣化を招くことから適用し難い。
Ｐは、ＳｉやＭｎに比較して、固溶強化量が大きく、比較的少ない添加量で、フェライトを強化可能である。しかしながら、溶接性を大幅に劣化させることから、その添加量が限られており、降伏比を大幅に増加可能な程の添加は難しい。
Ｐは、ＳｉやＭｎに比較して、固溶強化量が大きく、比較的少ない添加量で、フェライトを強化可能である。しかしながら、溶接性を大幅に劣化させることから、その添加量が限られており、降伏比を大幅に増加可能な程の添加は難しい。
一方では、ＮｂやＴｉ添加による析出強化、細粒強化は、フェライトを直接強化することから引張り最大強度をあまり上げることなく、すなわち、加工性劣化を抑えながら降伏応力を増加させることが可能であり効果的である。しかしながら、ＮｂやＴｉの添加は、冷延後の再結晶を遅延することから、十分に再結晶を進行させないと、大幅な加工性の劣化を招く場合がある。例えば、特許文献３にて、未再結晶フェライトを主相とする高強度鋼板の製造方法が開示され、引張最大強度で１００ｋｇ/ｍｍ2を超える鋼板の製造方法が開示されているものの、伸びに関しては１０％程度しかなく成形性に劣る。特に、自動車の構造部材のような複雑形状を有する部材への適用は難しい。また、熱延板組織を層状のフェライトおよびパーライトよりなる組織とした場合、冷延後の再結晶は、圧延方向に伸長したフェライトにて進行することから、焼鈍が不十分であると、焼鈍後も圧延方向に伸びた未再結晶フェライトが残り、加工性の劣化を招く。特に、穴拡げ加工や伸びフランジ加工の際に板端に形成される亀裂は、層状組織に沿って進展しやすく、穴広げ性を劣化させることから好ましくない（非特許文献２）。
また、これら再結晶挙動は、焼鈍温度に非常に強く依存することから、低温度域で焼鈍を行った場合、引張特性が焼鈍温度に強く依存することから材質ばらつきが非常に大きいという問題点を有している（特許文献４）。
結晶粒径を微細化することで、降伏応力の大幅な増大が可能である。例えば、特許文献５、非特許文献３に記載の細粒鋼は、熱延条件を制御することで、希少元素を添加しない鋼板でありながらも、主相であるフェライトの結晶粒径を１μｍ未満とすることで、降伏応力で９００ＭＰａ程度の非常に高い降伏応力を得ている。しかしながら、これらは熱間圧延というプロセスを活用したものであり、冷延鋼板への適用は難しい。即ち、冷延鋼板は、冷間圧延−焼鈍というプロセスを経ることから、冷間圧延にて加工されたフェライトが焼鈍時に再結晶することから、熱延板段階で結晶粒が小さくとも、焼鈍段階で粗大化してしまい細粒鋼を得ることが難しい。あるいは、加工ままの未再結晶フェライトは加工時に導入された転位を多く含むことから、加工性に乏しく活用し難いことから、再結晶促進のために高温焼鈍をせねばならず、新たに形成された再結晶フェライトが大きく成長し易いことから細粒強化を得難いという問題を有する。また、結晶粒径が小さすぎると、変形するや否や不均一変形へと移行し、すぐさまネッキングを起こし、破断へと至ってしまう。即ち、深絞りや張り出し成形を行うことが出来ない。加えて、自動車用部材は、スポット、アーク、レーザー等の溶接により締結される場合が多く、溶接部には多量の熱が加えられることから、製品組織を細粒化したとしても、溶接部周りでは溶接時の熱で組織が粗大化してしまい、溶接部が軟化することから、溶接を必要とする部材への適用が行い難いという欠点を有する。
結晶粒径を微細化することで、降伏応力の大幅な増大が可能である。例えば、特許文献５、非特許文献３に記載の細粒鋼は、熱延条件を制御することで、希少元素を添加しない鋼板でありながらも、主相であるフェライトの結晶粒径を１μｍ未満とすることで、降伏応力で９００ＭＰａ程度の非常に高い降伏応力を得ている。しかしながら、これらは熱間圧延というプロセスを活用したものであり、冷延鋼板への適用は難しい。即ち、冷延鋼板は、冷間圧延−焼鈍というプロセスを経ることから、冷間圧延にて加工されたフェライトが焼鈍時に再結晶することから、熱延板段階で結晶粒が小さくとも、焼鈍段階で粗大化してしまい細粒鋼を得ることが難しい。あるいは、加工ままの未再結晶フェライトは加工時に導入された転位を多く含むことから、加工性に乏しく活用し難いことから、再結晶促進のために高温焼鈍をせねばならず、新たに形成された再結晶フェライトが大きく成長し易いことから細粒強化を得難いという問題を有する。また、結晶粒径が小さすぎると、変形するや否や不均一変形へと移行し、すぐさまネッキングを起こし、破断へと至ってしまう。即ち、深絞りや張り出し成形を行うことが出来ない。加えて、自動車用部材は、スポット、アーク、レーザー等の溶接により締結される場合が多く、溶接部には多量の熱が加えられることから、製品組織を細粒化したとしても、溶接部周りでは溶接時の熱で組織が粗大化してしまい、溶接部が軟化することから、溶接を必要とする部材への適用が行い難いという欠点を有する。
これら課題を解決する鋼板として、特許文献６及び７に開示されている鋼板中にＮｂやＴｉを添加するとともに、冷間圧延後の再結晶焼鈍において、オーステナイト単相域で焼鈍するとともに、冷却まま、あるいは、一旦冷却した後、フェライト及びオーステナイトより成る二相域焼鈍を行う鋼板がある。これはＴｉやＮｂを多量添加することで、再結晶焼鈍時の粒成長を抑制することで、主相であるフェライトを細粒化し、優れた強度と延性のバランスを得ている鋼板である。しかしながら、ＮｂやＴｉの多量添加を行っていることから再結晶し難く、オーステナイト単相域となるような高温焼鈍を行わねばならないことから、経済性が悪い。
鋼板組織を微細なフェライトとセメンタイトよりなる組織とすることで降伏応力をたかめた特許文献６に開示の鋼板は、強度をある値に制御しながら、低温焼鈍化を図ろうとした場合、オーステナイト単相域となる温度を下げるためＭｎ等のオーステナイト安定化元素を多量に添加せねばならず合金コストが高くなる。あるいは、組織をフェライト及びセメンタイトより成る組織とするために、再結晶焼鈍後に行われる６５０〜５００℃間での冷却時間を３０秒以上確保せねばならず、通板速度を落とした操業が必要となり、生産性が悪い。
また、鋼板組織をフェライト及び残留オーステナイトとする特許文献７に開示の鋼板においては、オーステナイト域での再結晶焼鈍を行った後、酸洗を行い、再度、焼鈍を行う必要があり、生産性が悪い。
また、鋼板組織をフェライト及び残留オーステナイトとする特許文献７に開示の鋼板においては、オーステナイト域での再結晶焼鈍を行った後、酸洗を行い、再度、焼鈍を行う必要があり、生産性が悪い。
一方、フェライト中に存在する固溶ＣやＮで転位を固着することで降伏応力を高める手法（固着効果）が存在する。固着強化による降伏応力増加は、例えば、ＢＨ（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）鋼板においては、プレス成形時に導入された転位を、その後の塗装焼き付け時の熱を利用して、転位を固溶ＣやＮで固着することで、成形並びに塗装焼付け後の降伏応力を高めている。しかしながら、自動車の外板等のように、部材全領域に渡って、変形を受ける部材であれば、成形によって導入された転位を、その後の塗装焼付け工程でＣやＮを用いて固着し、部材としての高強度化が可能なものの、例えば、曲げ成形が主体となる、あるいは、部材の限定された領域しか変形を伴わない部材への適用においては、その効果が得難いという課題を有する。即ち、衝突時に、焼き付け硬化のない無加工部が優先的に変形することがあるため、焼き付け硬化のみを用いて、大幅に部材強度を増加させることは出来ない。また、鋼板内に含まれる固溶ＣやＮは、室温でも拡散し、転位を固着することから、製造後の時間経過と共に降伏応力が増加する、あるいは、伸びが劣化する時効と呼ばれる現象が起こるため、極端に、固溶ＣやＮを増加させることは出来ない。また、使用時期により降伏応力が変化することから、成形後の部材形状が変化する、あるいは、割れ等のプレストラブルを引き起こすことから、その活用にあたっては課題が多い。
また、ＣやＮの固着効果が原因で生じる現象として、降伏点現象がある。これは製造時に導入された転位が、固溶ＣやＮによって固着されることで、降伏応力が増加する、あるいは、降伏点伸びが観察される現象である。降伏点伸びが発生すると、降伏応力が高くなることから、衝突エネルギー吸収能の向上をもたらす。しかしながら、組織強化を用いた高強度鋼板は、ＩＦ（Interstitial Free：極低炭素）鋼等の自動車外板に用いられる鋼板と異なり、熱処理時に多数の相変態が起こることから、固溶ＣやＮに比較して、転位を多く含む。この結果、引張最大応力５４０ＭＰａ以上の高強度鋼板では降伏点伸びが得難いという問題を有する。更には、鋼板組織に含まれる転位量は、相変態のみならず、製造時に導入されるスキンパス圧延による塑性変形の影響を受けることから、制御し難いという問題を有する。
以上のように様々な降伏応力（降伏比）を増加させる手法があるものの、同時に、引張最大強度で５４０ＭＰａ以上の高強度や、高い成形性を具備することは極めて困難である。本発明は、このような課題を克服し、降伏比が高く、成形性に優れた高強度鋼板を安定して製造することにある。
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を加えた結果、降伏点伸びを制御することで、降伏比が高く、成形性も良好な鋼板を製造可能であることを見出した。ここで言う良好な成形性とは、引張最大応力（ＴＳ）と引張全伸び（Ｅｌ）の積ＴＳ×Ｅｌが、１４０００（ＭＰａ×％）以上のものを言う。降伏比が高いとは、降伏比（ＹＲ）が０．７５以上の鋼板を言う。
降伏点伸びの制御に関しては、主相をフェライトとし、フェライト中への転位形成の原因となる変態をより高温で引き起こし、Ｃの拡散速度の速い高温で転位を固着すること、並びに、フェライト中の固溶Ｃを多量に確保し、転位を強固に固着するため、フェライト粒内にパーライトや鉄系炭化物を分散させ、新たな粒界をつくりＣを供給することで、衝突エネルギー吸収能に優れた、成形性の良好な鋼板が製造可能なことを見出した。
降伏点伸びの制御に関しては、主相をフェライトとし、フェライト中への転位形成の原因となる変態をより高温で引き起こし、Ｃの拡散速度の速い高温で転位を固着すること、並びに、フェライト中の固溶Ｃを多量に確保し、転位を強固に固着するため、フェライト粒内にパーライトや鉄系炭化物を分散させ、新たな粒界をつくりＣを供給することで、衝突エネルギー吸収能に優れた、成形性の良好な鋼板が製造可能なことを見出した。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０４％〜０．１７％、
Ｓｉ：０．００１〜０．６０％未満、
Ｍｎ：１．２〜１．９％、
Ｐ ：０．００１〜０．０４％未満、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｏ：０．００２〜０．０１０％
を含有し、更に、ＮｂもしくはＴｉのいずれか一方あるいは両方を、合計で０．０１２〜０．０５２％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、鋼板組織が主として平均粒径５μｍ以下のフェライトとパーライトまたは／および鉄系炭化物からなり、フェライト粒内に含まれるパーライトまたは／および鉄系炭化物が、１平方ｍｍあたり３５００個以上存在し、引張最高強さＴＳが５４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ未満であり、かつ降伏点伸びが０．５％以上４．５％未満であることを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０４％〜０．１７％、
Ｓｉ：０．００１〜０．６０％未満、
Ｍｎ：１．２〜１．９％、
Ｐ ：０．００１〜０．０４％未満、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｏ：０．００２〜０．０１０％
を含有し、更に、ＮｂもしくはＴｉのいずれか一方あるいは両方を、合計で０．０１２〜０．０５２％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、鋼板組織が主として平均粒径５μｍ以下のフェライトとパーライトまたは／および鉄系炭化物からなり、フェライト粒内に含まれるパーライトまたは／および鉄系炭化物が、１平方ｍｍあたり３５００個以上存在し、引張最高強さＴＳが５４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ未満であり、かつ降伏点伸びが０．５％以上４．５％未満であることを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（２）さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．００１％未満、
を含有することを特徴とする（１）記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（３）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．８％、
Ｎｉ：０．０１〜０．８％、
Ｃｕ：０．０１〜０．８％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ｗ ：０．０１〜０．２％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）のいずれか１項に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
Ｂ：０．０００１〜０．００１％未満、
を含有することを特徴とする（１）記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（３）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．８％、
Ｎｉ：０．０１〜０．８％、
Ｃｕ：０．０１〜０．８％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ｗ ：０．０１〜０．２％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）のいずれか１項に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（４）さらに、質量％で、
Ｖ：０．００１〜１％
を含有することを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（５）さらに、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．２％含有することを特徴とする（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（６）（１）乃至（５）のいずれか１項に記載の化学成分からなる鋼板の表面に、
Ｆｅ：５％未満
を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
Ｖ：０．００１〜１％
を含有することを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（５）さらに、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．２％含有することを特徴とする（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（６）（１）乃至（５）のいずれか１項に記載の化学成分からなる鋼板の表面に、
Ｆｅ：５％未満
を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（７）（１）乃至（５）のいずれか１項に記載の化学成分からなる鋼板の表面に、
Ｆｅ：５〜２０％
を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（８）（１）乃至（５）の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後、１１４０℃以上に加熱し、仕上圧延温度８６０℃〜９４０℃間を８５％以上の圧下率で熱間圧延を行ったのち、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、６６０℃以下４００℃以上で巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、４５０℃〜２５０℃間の温度域で３０秒以上保持し、室温まで冷却することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
（９）（１）乃至（５）の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後、１１４０℃以上に加熱し、仕上圧延温度８６０℃〜９４０℃間を８５％以上の圧下率で熱間圧延を行ったのち、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、６６０℃以下４００℃以上で巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
Ｆｅ：５〜２０％
を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
（８）（１）乃至（５）の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後、１１４０℃以上に加熱し、仕上圧延温度８６０℃〜９４０℃間を８５％以上の圧下率で熱間圧延を行ったのち、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、６６０℃以下４００℃以上で巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、４５０℃〜２５０℃間の温度域で３０秒以上保持し、室温まで冷却することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
（９）（１）乃至（５）の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後、１１４０℃以上に加熱し、仕上圧延温度８６０℃〜９４０℃間を８５％以上の圧下率で熱間圧延を行ったのち、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、６６０℃以下４００℃以上で巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
（１０）（１）乃至（５）の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後、１１４０℃以上に加熱し、仕上圧延温度８６０℃〜９４０℃間を８５％以上の圧下率で熱間圧延を行ったのち、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、６６０℃以下４００℃以上で巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、４６０〜６００℃の温度範囲で３秒以上保持した後、室温まで冷却することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
（１１）（８）の方法で冷延鋼板を製造したのち、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする（１）乃至（７）に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
（１２）（８）乃至（１１）の高強度鋼板に、スキンパス率０．２〜０．８％のスキンパス圧延を行うことを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
（１１）（８）の方法で冷延鋼板を製造したのち、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする（１）乃至（７）に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
（１２）（８）乃至（１１）の高強度鋼板に、スキンパス率０．２〜０．８％のスキンパス圧延を行うことを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏを特定量含有し、更にＮｂとＴｉを特定の範囲で含有させ、組織を主として平均粒径５μｍ以下のフェライトとパーライトまたは／および鉄系炭化物から構成し、フェライト粒内のパーライト及び又は鉄系炭化物を１平方ｍｍあたり３５００個以上としたので、引張最高強さＴＳが５４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ未満であり、かつ降伏点伸びが０．５％以上４．５％未満の鋼板を提供することができる。このため本発明よれば、引張最大強度で５４０ＭＰａ以上の高強度、高い成形性を有し、降伏比が高く成形性に優れた高強度鋼板を提供することができる。
更に、前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することで引張最大強度で５４０ＭＰａ以上の高強度、高い成形性を有し、降伏比が高く成形性に優れた高強度の亜鉛めっきした高強度鋼板を提供することができる。
更に、前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することで引張最大強度で５４０ＭＰａ以上の高強度、高い成形性を有し、降伏比が高く成形性に優れた高強度の亜鉛めっきした高強度鋼板を提供することができる。
前述の優れた特性の鋼板は、前記特定組成の化学成分の鋳造スラブに対し、１１４０℃以上に加熱し、仕上圧延温度８６０℃〜９４０℃間を８５％以上の圧下率で熱間圧延を行ったのち、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、６６０℃以下４００℃以上で巻き取り、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、焼鈍ラインを通板する際、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、４２０℃〜２５０℃間の温度域で３０秒以上保持し、室温まで冷却することにより製造することができる。
また、前述の優れた特性の鋼板は、前述と同様に圧下率４０〜７０％の冷延までを施し、溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却することにより製造できる。
更に、前述の優れた特性の鋼板は、前述と同様に圧下率４０〜７０％の冷延までを施し、
溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、４６０〜６００℃の温度範囲で３秒以上保持した後、室温まで冷却することにより製造できる。
また、前述の優れた特性の鋼板は、前述と同様に圧下率４０〜７０％の冷延までを施し、溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却することにより製造できる。
更に、前述の優れた特性の鋼板は、前述と同様に圧下率４０〜７０％の冷延までを施し、
溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、４６０〜６００℃の温度範囲で３秒以上保持した後、室温まで冷却することにより製造できる。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、鋼板の組織の限定理由について述べる。
鋼板組織は、フェライトを主相とし、パーライトもしくは鉄系炭化物の、いずれか一方、あるいは、両方よりなる組織とし、フェライト粒内にパーライトもしくは鉄系炭化物を１平方ｍｍあたり３５００個以上含む必要がある。
鋼板組織の主相をフェライトとしたのは、優れた延性を有するフェライトを主相とすることで、良好な延性を得るためである。パーライトや鉄系炭化物は硬質組織として、鋼板の高強度化に寄与する。組織強化を通じて、鋼板を強化可能な組織としては、マルテンサイトやベイナイト組織が一般的である。オーステナイトが、パーライト、ベイナイト、あるいは、マルテンサイトへと変態した場合、体積膨張を生じる。これはフェライトとオーステナイトよりなる二相組織から冷却し、これら変態を起こしたとしても同様である。その結果、周囲に存在するフェライトは変形を受け、粒内に転位が形成される。パーライト変態は、ベイナイトやマルテンサイト変態に比較し、ＣやＮの拡散の速い高温で起こることから、形成された転位は、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきライン通板中に固着され、大きな降伏点伸びと高い降伏応力を確保することが可能になる。
まず、鋼板の組織の限定理由について述べる。
鋼板組織は、フェライトを主相とし、パーライトもしくは鉄系炭化物の、いずれか一方、あるいは、両方よりなる組織とし、フェライト粒内にパーライトもしくは鉄系炭化物を１平方ｍｍあたり３５００個以上含む必要がある。
鋼板組織の主相をフェライトとしたのは、優れた延性を有するフェライトを主相とすることで、良好な延性を得るためである。パーライトや鉄系炭化物は硬質組織として、鋼板の高強度化に寄与する。組織強化を通じて、鋼板を強化可能な組織としては、マルテンサイトやベイナイト組織が一般的である。オーステナイトが、パーライト、ベイナイト、あるいは、マルテンサイトへと変態した場合、体積膨張を生じる。これはフェライトとオーステナイトよりなる二相組織から冷却し、これら変態を起こしたとしても同様である。その結果、周囲に存在するフェライトは変形を受け、粒内に転位が形成される。パーライト変態は、ベイナイトやマルテンサイト変態に比較し、ＣやＮの拡散の速い高温で起こることから、形成された転位は、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきライン通板中に固着され、大きな降伏点伸びと高い降伏応力を確保することが可能になる。
一方、十分な量のパーライト変態を起こさないで、マルテンサイトやベイナイト変態を生じさせると、フェライト中には、固着を受けていない転位が多く含まれる。その結果、プレス成形時に容易に運動し、降伏応力を下げる原因となる。このことから硬質組織としては、より高温で形成するパーライトや鉄系炭化物（セメンタイト）とする必要がある。
ここで言う鉄系炭化物とは、オーステナイト中に形成するセメンタイト、あるいは、熱延板段階で形成したパーライト組織が球状化したセメンタイトのことを指す。例えば、軟鋼板の過時効処理に代表されるように、フェライト中に析出するセメンタイトは、フェライト中の固溶Ｃ量を下げ、降伏点伸びを低減する。この結果、降伏点伸びが消失することが知られている。しかしながら、オーステナイト中に析出するのであれば、フェライト中の固溶Ｃ濃度を減少させないことから、オーステナイト中であればセメンタイト等の鉄系炭化物が存在しても構わない。パーライト組織、オーステナイト中に析出した鉄系炭化物、熱延板のパーライト組織が球状化した鉄系炭化物、あるいは、フェライト中に析出したセメンタイトかどうかは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、あるいは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）等を用いた観察で区別可能である。一般的に、オーステナイト中に析出するセメンタイト、あるいは、熱延板のパーライト組織が球状化したセメンタイトは、数μｍと大きい。一方、フェライト中に析出するセメンタイトは、数十ｎｍと極めて小さい。このことからサイズ測定を行うだけで容易に区別できる。あるいは、フェライト中に析出したセメンタイトは、母相であるフェライトと特定の方位関係を持つことからも判別可能である。
ここで言う鉄系炭化物とは、オーステナイト中に形成するセメンタイト、あるいは、熱延板段階で形成したパーライト組織が球状化したセメンタイトのことを指す。例えば、軟鋼板の過時効処理に代表されるように、フェライト中に析出するセメンタイトは、フェライト中の固溶Ｃ量を下げ、降伏点伸びを低減する。この結果、降伏点伸びが消失することが知られている。しかしながら、オーステナイト中に析出するのであれば、フェライト中の固溶Ｃ濃度を減少させないことから、オーステナイト中であればセメンタイト等の鉄系炭化物が存在しても構わない。パーライト組織、オーステナイト中に析出した鉄系炭化物、熱延板のパーライト組織が球状化した鉄系炭化物、あるいは、フェライト中に析出したセメンタイトかどうかは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、あるいは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）等を用いた観察で区別可能である。一般的に、オーステナイト中に析出するセメンタイト、あるいは、熱延板のパーライト組織が球状化したセメンタイトは、数μｍと大きい。一方、フェライト中に析出するセメンタイトは、数十ｎｍと極めて小さい。このことからサイズ測定を行うだけで容易に区別できる。あるいは、フェライト中に析出したセメンタイトは、母相であるフェライトと特定の方位関係を持つことからも判別可能である。
一方、体積率５％未満であれば、マルテンサイトやベイナイトが存在しても構わない。これは、多くの転位が既に固着されており、固着された転位が、新たな転位運動の障害となるため、マルテンサイトやベイナイト変態が生じ、主相であるフェライト中に転位が導入されたとしても降伏応力がほとんど低下しないためである。
また、フェライトとマルテンサイトあるいはベイナイト組織との間に、パーライト組織が位置するのであれば、体積率５％を越えてマルテンサイトが存在しても構わない。これは、以下の理由による。パーライト、ベイナイト、マルテンサイト組織は、高温で安定なオーステナイトが、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトへと変態することで形成される。パーライト組織は、フェライトとオーステナイトの粒界にでき、これがオーステナイト粒内へと成長することから、一旦、フェライトとオーステナイトの粒界にパーライト組織を形成させた後、冷却を行い、粒内に残ったオーステナイトをベイナイト、あるいは、マルテンサイトへと変態させるのであれば、オーステナイトの周囲に存在するフェライトを変形させないことから、パーライト組織と共存するのであれば、存在しても構わない。
また、フェライトとマルテンサイトあるいはベイナイト組織との間に、パーライト組織が位置するのであれば、体積率５％を越えてマルテンサイトが存在しても構わない。これは、以下の理由による。パーライト、ベイナイト、マルテンサイト組織は、高温で安定なオーステナイトが、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトへと変態することで形成される。パーライト組織は、フェライトとオーステナイトの粒界にでき、これがオーステナイト粒内へと成長することから、一旦、フェライトとオーステナイトの粒界にパーライト組織を形成させた後、冷却を行い、粒内に残ったオーステナイトをベイナイト、あるいは、マルテンサイトへと変態させるのであれば、オーステナイトの周囲に存在するフェライトを変形させないことから、パーライト組織と共存するのであれば、存在しても構わない。
フェライト粒内にパーライトまたは鉄系炭化物を１平方ｍｍあたり３５００個以上存在させるとしたのは、マルテンサイトやベイナイトの組織形成を抑制したとしても、パーライト変態によってフェライト中に導入された転位、未再結晶フェライト中に存在する転位、鋼板が製造ライン通板する際に導入された転位、あるいは、スキンパス圧延の際に導入された転位が多数存在することから、製造段階で転位を固着可能なほど多量のＣが存在しない。そこで、フェライト中のＣ量を増加させる必要がある。本発明者等は鋭意検討を加えたところ、粒界に偏析するＣを活用することで製品ままで高い降伏応力を有する鋼板が製造可能なことを見出した。結晶粒界に偏析しているＣやＮを焼き付け硬化に利用する方法は、例えば、鋼板のミクロ組織を微細化することで、粒界の面積を増加させ、焼き付け硬化に活用可能なＣやＮ量を増加させると共に、粒内に存在する転位と粒界の距離を短くすることで、塗装焼付け時に粒内の転位まで固着することで大きなＢＨ特性が得られることが知られている。しかしながら、極端な結晶粒の微細化は、上述したように、均一伸びの低下を招くことから活用し難い。そこで、焼鈍中のフェライト粒内に、オーステナイトを分散させることで、界面積を増加させ、固溶Ｃの供給サイトとして活用することで、降伏点伸びと降伏応力を制御した。
フェライト粒内に存在するパーライトや鉄系炭化物の割合を１平方ｍｍあたり３５００個以上としたのは、この値以上であれば、顕著な降伏応力の増加が得られるためである。更に好ましくは、４０００個以上であり、優れた降伏応力の増加が可能となる。
フェライト粒内に存在するパーライト組織や鉄系炭化物のサイズは特に限定するものではないが、これらパーライト組織や鉄系炭化物は、焼鈍時のオーステナイト粒から変態したもの、あるいは、熱延板に含まれるパーライト組織が球状化したものであることから、そのサイズは、オーステナイトの粒径を超えることはなく、平均粒径で０．２μｍ以上になる傾向にある。
フェライト粒内に存在するパーライト組織や鉄系炭化物のサイズは特に限定するものではないが、これらパーライト組織や鉄系炭化物は、焼鈍時のオーステナイト粒から変態したもの、あるいは、熱延板に含まれるパーライト組織が球状化したものであることから、そのサイズは、オーステナイトの粒径を超えることはなく、平均粒径で０．２μｍ以上になる傾向にある。
フェライトの結晶粒径を５μｍ以下としたのは、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインのような短時間での製造プロセスを考えた場合、粒界に存在するＣが、短時間でフェライト粒内に存在する転位まで拡散し、固着する必要があるためである。結晶粒径が５μｍ超では、転位の固着に時間がかかりすぎてしまい、大きな降伏点伸びと高い降伏応力を得ることが出来ないことから、上限値を５μｍとした。下限値は特に定めることなく本発明の効果である大きな降伏点伸びや高い降伏応力を得ることが出来るが、上述したように均一伸びが大幅に低下してしまう。このことから下限値は２μｍ以上とするのが望ましい。
これら鋼板組織は、鋼板成分、熱延条件、並びに、連続焼鈍ラインあついは連続溶融亜鉛めっきラインでの製造条件を厳密に制御することで、得ることが出来る。
本発明で得られる鋼板の引張強さＴＳは５４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ未満である。ＴＳが５４０ＭＰａ未満では、十分な衝突エネルギー吸収能を付与することが困難であるのでこれを下限とする。衝突エネルギー吸収の観点からはＴＳが高いほうが好ましいが、本鋼板はＴＳに比較して降伏応力がかなり高いことから、形状凍結不良を初めとする成形不具合が発生しやすくなるので、７２０ＭＰａ未満を上限とする。６８０ＭＰａ未満がより好ましい上限である。
これら鋼板組織は、鋼板成分、熱延条件、並びに、連続焼鈍ラインあついは連続溶融亜鉛めっきラインでの製造条件を厳密に制御することで、得ることが出来る。
本発明で得られる鋼板の引張強さＴＳは５４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ未満である。ＴＳが５４０ＭＰａ未満では、十分な衝突エネルギー吸収能を付与することが困難であるのでこれを下限とする。衝突エネルギー吸収の観点からはＴＳが高いほうが好ましいが、本鋼板はＴＳに比較して降伏応力がかなり高いことから、形状凍結不良を初めとする成形不具合が発生しやすくなるので、７２０ＭＰａ未満を上限とする。６８０ＭＰａ未満がより好ましい上限である。
降伏点伸びを０．５〜４．５％の範囲としたのは、この範囲であれば、優れた衝突エネルギー吸収能と良好な成形性の両立が可能であるためである。降伏点伸びが０．５％未満であると、十分な降伏応力の増加が得られず、衝突エネルギー吸収能は低いままである。更には、１．０％以上とすることが望ましい。一方、４．５％を越える大きな降伏点伸びは、成形性の劣化が顕著となるので好ましくない。更には、４．０％以下とすることが望ましい。降伏点伸びを上記範囲とすると、降伏比で０．７５以上の非常に高い降伏応力が得られる。より望ましくは、０．８０以上である。
上降伏点並びに下降伏点の応力差は、３０ＭＰａ以下とすることが望ましい。固着された転位が一旦運動を始めると低い応力で運動可能であることから、上降伏点と下降伏点の応力差が大きいということは、一旦転位が離脱した領域で変形が進行しやすいことを意味している。即ち、外観不良の原因となるストレッチャストレインが出やすい。このことから上降伏点と下降伏点の差は、３０ＭＰａ以下とすることが望ましい。本発明鋼は、大きな降伏点伸びを有しながら、上降伏点と下降伏点の差は、３０ＭＰａ以下と小さい。詳細なメカニズムは不明なものの、本鋼板はフェライト粒内にパーライト組織や鉄系炭化物を分散させていることから、固着された転位がＣやＮから離脱したとしても、粒内に存在するパーライト組織や鉄系炭化物が運動を妨げ、変形の局在化を抑制していると考えられる。
なお、本鋼板は製造段階で、鋼板中に含まれる転位は固着されていることから、固溶ＣやＮを多く含む鋼板で問題となる時効による伸びの劣化や降伏応力の増加は生じ難い。
なお、本鋼板は製造段階で、鋼板中に含まれる転位は固着されていることから、固溶ＣやＮを多く含む鋼板で問題となる時効による伸びの劣化や降伏応力の増加は生じ難い。
次に、鋼板成分の限定理由について述べる。
Ｃ:０．０４〜０．１７％
Ｃは強化元素である。パーライト組織や鉄系炭化物による高強度化、あるいは、ＮｂやＴｉと結びついて析出物を形成することで高強度化に寄与する。あるいは、フェライト中の転位を固着することで、降伏応力の増大に寄与する。これら効果は、０．０４％未満の添加では得難いことから、０．０４％を下限値とする。一方では、０．１７％を超える添加はこれら強化が強くなりすぎてしまい成形性の劣化を招くのでこれを上限とする。０．０７〜０．１４％がより好ましい範囲である。
Ｓｉ：０．００１〜０．６％未満
Ｓｉは、固溶強化による降伏応力の増加をもたらすことから添加しても良い。しかしながら、０．６％を超える添加は、焼鈍時に鋼板表面に酸化物を形成し、化成性や溶融亜鉛めっき時に不めっきを招くことから０．６％が上限である。一方で、０．００１％未満とすることは、極端な製造コストの増加を招くことから、この値が下限値となる。
Ｍｎ：１．２〜１．９％
Ｍｎは、強化元素である。しかし、過剰な添加は、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきライン通板時に、マルテンサイトやベイナイトなどの生成を促進し降伏比の低下をもたらす。これら効果が顕著となるのは、１．９％超であることから、この値を上限とする。一方、Ｍｎが１．２％未満では必要な強度を得ることができないので１．２％を下限とする。１．４％超〜１．８％未満がより好ましい範囲である。
Ｃ:０．０４〜０．１７％
Ｃは強化元素である。パーライト組織や鉄系炭化物による高強度化、あるいは、ＮｂやＴｉと結びついて析出物を形成することで高強度化に寄与する。あるいは、フェライト中の転位を固着することで、降伏応力の増大に寄与する。これら効果は、０．０４％未満の添加では得難いことから、０．０４％を下限値とする。一方では、０．１７％を超える添加はこれら強化が強くなりすぎてしまい成形性の劣化を招くのでこれを上限とする。０．０７〜０．１４％がより好ましい範囲である。
Ｓｉ：０．００１〜０．６％未満
Ｓｉは、固溶強化による降伏応力の増加をもたらすことから添加しても良い。しかしながら、０．６％を超える添加は、焼鈍時に鋼板表面に酸化物を形成し、化成性や溶融亜鉛めっき時に不めっきを招くことから０．６％が上限である。一方で、０．００１％未満とすることは、極端な製造コストの増加を招くことから、この値が下限値となる。
Ｍｎ：１．２〜１．９％
Ｍｎは、強化元素である。しかし、過剰な添加は、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきライン通板時に、マルテンサイトやベイナイトなどの生成を促進し降伏比の低下をもたらす。これら効果が顕著となるのは、１．９％超であることから、この値を上限とする。一方、Ｍｎが１．２％未満では必要な強度を得ることができないので１．２％を下限とする。１．４％超〜１．８％未満がより好ましい範囲である。
Ｐ：０．００１〜０．０４％未満
Ｐは、強化元素である。
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０４％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Ｐは、強化元素である。
Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０４％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、Ａｌは窒化物を形成することで、固溶Ｎ量を減じ、固着効果を低減することから、Ｎを用いた降伏点伸びの制御を行うのであれば、出来るだけ低くする必要がある。また、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物を形成し、表面傷や穴拡げ性の劣化の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を０．１％とした。下限は低いことが望ましいが、０．０００１％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
Ｎ：０．０００５〜０．０１０％未満
Ｎは、転位を固着し、大きな降伏点伸びを得るのに有効であることから、添加することが望ましい。含有量を０．０００５％未満では、その効果がほとんど得られないことから、０．０００５％以上添加する必要がある。望ましくは、０．００１０％以上であり、更に、望ましくは、０．００１５％以上である。一方では、粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴拡げ性を劣化させ、かつ、溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量を０．０１％以下に抑制する必要がある。
Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、Ａｌは窒化物を形成することで、固溶Ｎ量を減じ、固着効果を低減することから、Ｎを用いた降伏点伸びの制御を行うのであれば、出来るだけ低くする必要がある。また、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物を形成し、表面傷や穴拡げ性の劣化の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を０．１％とした。下限は低いことが望ましいが、０．０００１％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
Ｎ：０．０００５〜０．０１０％未満
Ｎは、転位を固着し、大きな降伏点伸びを得るのに有効であることから、添加することが望ましい。含有量を０．０００５％未満では、その効果がほとんど得られないことから、０．０００５％以上添加する必要がある。望ましくは、０．００１０％以上であり、更に、望ましくは、０．００１５％以上である。一方では、粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴拡げ性を劣化させ、かつ、溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量を０．０１％以下に抑制する必要がある。
Ｎｂ及び／またはＴｉの添加量の合計：０．０１２〜０．０５２％
Ｎｂ及びＴｉは、本発明において非常に重要である。連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、フェライトの再結晶を制御することで、大きな降伏点伸びと高い降伏比を得ている。Ｎｂ及び／またはＴｉ添加量の合計が０．０１２％未満であると、再結晶の進行が速すぎることから、フェライト粒径が５μｍ超となってしまい、大きな降伏点伸びを得ることが出来ない。一方、Ｎｂ及び／またはＴｉ添加量の合計が０．０５２％超になると再結晶の進行が遅いことから、フェライト粒内にパーライトや鉄系炭化物を分散させることが出来ない。また、鋼板中に冷延加工ままの未再結晶フェライトが残り易く、成形性が劣化する。このことから上限値を０．０５２％とした。０．０２２〜０．０４２％がより好ましい範囲である。同時に、Ｎｂは、析出強化、細粒強化による鋼板の高強度化にも寄与することから添加する必要がある。また、Ｔｉは強力な窒化物形成元素であることから、固溶Ｎ量を減じ、降伏点伸びを低下させる。このことからＮを用いた固着硬化を活用するのであれば、Ｔｉを添加しないことが望ましい。一方では、Ａｌに比較して、Ｎと優先的に結び付くことで、微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌＮの形成を抑制し、曲げ性の劣化を抑制することから、穴拡げ性を向上させる。このことから、Ｃを用いた固着硬化を活用するのであれば、積極的に添加することが望ましい。
Ｎｂ及びＴｉは、本発明において非常に重要である。連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、フェライトの再結晶を制御することで、大きな降伏点伸びと高い降伏比を得ている。Ｎｂ及び／またはＴｉ添加量の合計が０．０１２％未満であると、再結晶の進行が速すぎることから、フェライト粒径が５μｍ超となってしまい、大きな降伏点伸びを得ることが出来ない。一方、Ｎｂ及び／またはＴｉ添加量の合計が０．０５２％超になると再結晶の進行が遅いことから、フェライト粒内にパーライトや鉄系炭化物を分散させることが出来ない。また、鋼板中に冷延加工ままの未再結晶フェライトが残り易く、成形性が劣化する。このことから上限値を０．０５２％とした。０．０２２〜０．０４２％がより好ましい範囲である。同時に、Ｎｂは、析出強化、細粒強化による鋼板の高強度化にも寄与することから添加する必要がある。また、Ｔｉは強力な窒化物形成元素であることから、固溶Ｎ量を減じ、降伏点伸びを低下させる。このことからＮを用いた固着硬化を活用するのであれば、Ｔｉを添加しないことが望ましい。一方では、Ａｌに比較して、Ｎと優先的に結び付くことで、微細な窒化物を形成し、粗大なＡｌＮの形成を抑制し、曲げ性の劣化を抑制することから、穴拡げ性を向上させる。このことから、Ｃを用いた固着硬化を活用するのであれば、積極的に添加することが望ましい。
なお、ＮｂやＴｉは、炭化物、窒化物並びに炭窒化合物を形成する。これら化合物は、ＮｂやＴｉを単独で含む、あるいは、ＮｂとＴｉを複合で含んだとしても、その効果である大きな降伏点伸び、高い降伏応力、引張最大応力の増加は得られる。
ＮｂやＴｉを含有する炭化物、窒化物並びに炭窒化合物は、直径１〜２０ｎｍの範囲の微細析出物とすることで、顕著な高強度化がもたらされることから、この範囲とすることが望ましい。個数密度に関しては、１立法ｍｍあたり１０６個以上存在することが望ましい。これら微細化合物の存在密度は、薄膜試料を作成し、高分解能ＦＥ−ＴＥＭ (field-emission transmission electron microscope) で粒子を１００個以上測定し、その個数を測定体積で除して求めればよい。同時に、ＥＤＸ法（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析法）を用いることで、化合物の組成を測定することが可能である。化合物は、ＮｂやＴｉ以外の他の元素を含む場合があるが、他の元素を含んでも構わない。
ＮｂやＴｉを含有する炭化物、窒化物並びに炭窒化合物は、直径１〜２０ｎｍの範囲の微細析出物とすることで、顕著な高強度化がもたらされることから、この範囲とすることが望ましい。個数密度に関しては、１立法ｍｍあたり１０６個以上存在することが望ましい。これら微細化合物の存在密度は、薄膜試料を作成し、高分解能ＦＥ−ＴＥＭ (field-emission transmission electron microscope) で粒子を１００個以上測定し、その個数を測定体積で除して求めればよい。同時に、ＥＤＸ法（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析法）を用いることで、化合物の組成を測定することが可能である。化合物は、ＮｂやＴｉ以外の他の元素を含む場合があるが、他の元素を含んでも構わない。
Ｏ：０．００１〜０．０１０％
Ｏは酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、含有量を０．０１０％以下に抑制する必要がある。一方、Ｏ含有量の下限は特に定める必要はないが、Ｏ含有量を極端に低下させることは多大なコストが必要になるため、経済性の観点から０．００１％が実質的な下限になる。
また、これらを主成分とする鋼にＢ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ（ＲＥＭとはＬａおよびランタノイド系列の元素を指すものであり、例えば、ＬａやＣｅ等の系列の元素を指す。）、Ｍｇの一種以上を添加しても良い。
Ｏは酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、含有量を０．０１０％以下に抑制する必要がある。一方、Ｏ含有量の下限は特に定める必要はないが、Ｏ含有量を極端に低下させることは多大なコストが必要になるため、経済性の観点から０．００１％が実質的な下限になる。
また、これらを主成分とする鋼にＢ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ（ＲＥＭとはＬａおよびランタノイド系列の元素を指すものであり、例えば、ＬａやＣｅ等の系列の元素を指す。）、Ｍｇの一種以上を添加しても良い。
Ｂ：０．０００１〜０．００１％未満
Ｂは、熱延組織制御を通じた穴拡げ性向上の観点から添加しても良い。熱延板組織がフェライトおよびパーライトよりなる層状組織であると、冷延後の焼鈍を低温で行った場合、層状の未再結晶フェライト、再結晶フェライトおよびパーライト組織よりなる組織となり、延性および穴拡げ性が大幅に低下する。Ｂを０．０００１％以上添加することで、熱延板組織を層状フェライトおよびパーライト組織から、コロニー状に分散するパーライトとフェライト組織、フェライトおよびベイナイト組織、ベイナイト単相組織へと制御することで、冷延及び焼鈍後の穴拡げ性が改善可能であることから、添加しても良い。この効果が顕著となるのは、０．０００１％以上であることからこれを下限値とする。一方、Ｂは焼き入れ性を大幅に向上させ、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきライン通板後の組織に含まれるマルテンサイトやベイナイトの体積率を向上させることから、降伏点伸びを消失させることから好ましくない。この効果が顕著となるのは、０．００１％以上であることから、この値を上限値とする。
Ｂは、熱延組織制御を通じた穴拡げ性向上の観点から添加しても良い。熱延板組織がフェライトおよびパーライトよりなる層状組織であると、冷延後の焼鈍を低温で行った場合、層状の未再結晶フェライト、再結晶フェライトおよびパーライト組織よりなる組織となり、延性および穴拡げ性が大幅に低下する。Ｂを０．０００１％以上添加することで、熱延板組織を層状フェライトおよびパーライト組織から、コロニー状に分散するパーライトとフェライト組織、フェライトおよびベイナイト組織、ベイナイト単相組織へと制御することで、冷延及び焼鈍後の穴拡げ性が改善可能であることから、添加しても良い。この効果が顕著となるのは、０．０００１％以上であることからこれを下限値とする。一方、Ｂは焼き入れ性を大幅に向上させ、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきライン通板後の組織に含まれるマルテンサイトやベイナイトの体積率を向上させることから、降伏点伸びを消失させることから好ましくない。この効果が顕著となるのは、０．００１％以上であることから、この値を上限値とする。
Ｃｒ：０．０１〜０．８％
Ｎｉ：０．０１〜０．８％、
Ｃｕ：０．０１〜０．８％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ｗ ：０．０１〜０．２％
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ並びにＷは、Ｍｎと同様に固溶強化や組織強化により、鋼板強度と降伏比を増加させる。ただし、この効果は、０．０１％以上でないと得られないことから、下限を０．０１％以上とした。また、それぞれの上限値を超える量の添加は、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきラインでの、パーライト変態の遅延を招き、組織をフェライトおよびマルテンサイトあるいはベイナイト組織とし、降伏比を低下させてしまうことから好ましくない。
Ｎｉ：０．０１〜０．８％、
Ｃｕ：０．０１〜０．８％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ｗ ：０．０１〜０．２％
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ並びにＷは、Ｍｎと同様に固溶強化や組織強化により、鋼板強度と降伏比を増加させる。ただし、この効果は、０．０１％以上でないと得られないことから、下限を０．０１％以上とした。また、それぞれの上限値を超える量の添加は、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきラインでの、パーライト変態の遅延を招き、組織をフェライトおよびマルテンサイトあるいはベイナイト組織とし、降伏比を低下させてしまうことから好ましくない。
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは炭化物形成元素であることから、ＮｂやＴｉと同様に、析出強化あるいは細粒強化により、強度と降伏比を高めることが出来るので添加しても良い。この効果は、０．０１％以上の添加で顕著になることから、下限値は０．０１％である。一方、０．１％を超える過剰な添加はコスト高を招くだけでなく、冷間圧延後の焼鈍時での再結晶の遅延が顕著となり、未再結晶組織となりやすく、延性や穴拡げ性が劣化する。あるいは、再結晶を促進させるために、高温焼鈍が必要となるので好ましくない。
Ｃａは、硫化物の形態制御が可能であることから、穴拡げ性向上のために添加してもよい。この効果は、０．０００１％以上の添加で顕著となることから、０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、０．１％を超える添加は、経済上好ましくないことから、この値が上限となる。
Ｖは炭化物形成元素であることから、ＮｂやＴｉと同様に、析出強化あるいは細粒強化により、強度と降伏比を高めることが出来るので添加しても良い。この効果は、０．０１％以上の添加で顕著になることから、下限値は０．０１％である。一方、０．１％を超える過剰な添加はコスト高を招くだけでなく、冷間圧延後の焼鈍時での再結晶の遅延が顕著となり、未再結晶組織となりやすく、延性や穴拡げ性が劣化する。あるいは、再結晶を促進させるために、高温焼鈍が必要となるので好ましくない。
Ｃａは、硫化物の形態制御が可能であることから、穴拡げ性向上のために添加してもよい。この効果は、０．０００１％以上の添加で顕著となることから、０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、０．１％を超える添加は、経済上好ましくないことから、この値が上限となる。
ＲＥＭやＭｇは、適量の添加により介在物、特に酸化物の微細分散化に寄与することから、穴拡げ性向上のために、これらの１種又は２種以上を合計で０．０００１％以上添加しても良い。一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．２質量％を上限とする。ＲＥＭ（例えば、ＣｅやＬａのランタノイド系列の元素）は、ミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅ等のランタノイド系列の元素を複合で含有する場合が多い。これら元素を複合で含んでも、ＲＥＭが本発明の範囲を満たすのであれば、介在物微細化による穴拡げ性向上の効果は得られる。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
不可避的不純物として、例えばＳｎやＳｂなどがあるがこれら元素を合計で０．２％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
不可避的不純物として、例えばＳｎやＳｂなどがあるがこれら元素を合計で０．２％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
次に、本発明鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱延スラブ加熱温度は、鋳造中時に析出したＮｂやＴｉの炭窒化物を再溶解させる必要があるので、１１４０℃以上にする必要がある。この温度が１１４０℃未満では、粗大なＮｂやＴｉの炭窒化合物が溶け残ってしまうため、熱延、あるいは、冷延後の焼鈍時に上述したＮｂやＴｉの炭窒化合物を微細化することが困難となるため、再結晶を用いた冷延-焼鈍後の鋼板組織が制御出来ない。また、細粒強化や析出強化の効果が減じることから、５４０ＭＰａ以上の強度確保も困難なためである。一方、鋳造時に形成されるＮｂやＴｉの炭窒化合物は粗大であることから、溶け残りが存在すると、穴拡げや曲げ成形の際の亀裂形成の起点となり、これら特性を劣化させることから好ましくない。したがってこれを下限とする。上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱延スラブ加熱温度は、鋳造中時に析出したＮｂやＴｉの炭窒化物を再溶解させる必要があるので、１１４０℃以上にする必要がある。この温度が１１４０℃未満では、粗大なＮｂやＴｉの炭窒化合物が溶け残ってしまうため、熱延、あるいは、冷延後の焼鈍時に上述したＮｂやＴｉの炭窒化合物を微細化することが困難となるため、再結晶を用いた冷延-焼鈍後の鋼板組織が制御出来ない。また、細粒強化や析出強化の効果が減じることから、５４０ＭＰａ以上の強度確保も困難なためである。一方、鋳造時に形成されるＮｂやＴｉの炭窒化合物は粗大であることから、溶け残りが存在すると、穴拡げや曲げ成形の際の亀裂形成の起点となり、これら特性を劣化させることから好ましくない。したがってこれを下限とする。上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。
仕上げ圧延は、８６０〜９４０℃の温度範囲で、圧下率は合計で８５％以上とする必要がある。この圧下率と温度は、熱延板の組織を微細化することで、引き続き行われる冷延-焼鈍後の鋼板組織を微細化する、あるいは、大きな降伏点伸びや高い降伏比を得るため、フェライト粒内にパーライト、及び、鉄系炭化物のいずれか一方、あるいは、両方を高密度に分散させるために行う。具体的には、製品板に分布させたパーライトや鉄系炭化物は、熱延板組織に含まれるパーライトあるいはセメンタイトが、引き続く、冷延並びに焼鈍中に、各組織へと変態したものである。このことから、熱延組織を微細化し、パーライト組織やセメンタイトを均一に分散させる必要がある。
圧下率８５％未満の圧延では組織を十分に微細化することは困難であり、熱延組織が粗大なフェライトよりなる組織となってしまう。このことから、冷延-焼鈍後に、フェライト中にパーライトや鉄系炭化物を高密度に分散させることが出来ず大きな降伏点伸びと高い降伏比が得られない。一方、９８％を超える圧延は、設備にとって過大な付加となるのでこれを上限とする。９０〜９４％がより好ましい圧下率である。
圧下率８５％未満の圧延では組織を十分に微細化することは困難であり、熱延組織が粗大なフェライトよりなる組織となってしまう。このことから、冷延-焼鈍後に、フェライト中にパーライトや鉄系炭化物を高密度に分散させることが出来ず大きな降伏点伸びと高い降伏比が得られない。一方、９８％を超える圧延は、設備にとって過大な付加となるのでこれを上限とする。９０〜９４％がより好ましい圧下率である。
仕上温度は８４０〜９６０℃とする。この圧下率と温度は、組織を微細化し、圧延後の冷却中や巻取り後のＮｂを含有する化合物の析出を促す観点から決定される。仕上げ圧延温度が９６０℃超と高い場合、圧延終了時のオーステナイト粒径を微細化できないことから、冷却後の熱延鋼板の組織も粗大となる。その結果、上述したのと同様の理由により、高い降伏比が得られない。一方、仕上げ圧延温度が、８４０℃未満では一部フェライト域圧延となり板厚制御が困難となったり、製品の材質に悪影響を及ぼすことがあるため、これを下限とする。
仕上げ圧延終了後、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却する必要がある。８００〜７２０℃間での冷却速度が３０℃／秒を下回ると、粗大なフェライトが出てしまい、上述の理由から、冷延-焼鈍後のフェライト粒内にパーライトや鉄系炭化物を分散させることが出来ず、高い降伏比が得られないこのことから上記温度範囲での冷却速度を３０℃／秒以上とする必要がある。仕上げ圧延終了から、巻き取り間での冷却履歴は、特に、限定するものではない。即ち、仕上げ圧延後空冷を行い上記温度範囲を水冷し巻き取り直前に水冷を行う、仕上げ圧延後直ちに水冷を行い巻き取り直前に空冷を行う、あるいは、仕上げ圧延終了後から巻取りまで全温度域に渡って水冷を行ったとしても、上記温度範囲を３０℃／秒以上で冷却するなら本質的には同様の効果が得られる。
巻き取り温度は４００℃以上６６０℃以下にする必要がある。６６０℃を超えると熱延組織中に粗大な層状のフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、フェライト粒径を５μｍ以下にすることが出来ない、あるいは、製品板においてもパーライト組織や鉄系炭化物が不均一に存在することから、フェライト粒内にパーライトあるいは鉄系炭化物を分散させ難く、大きな降伏点伸びが得難いためである。加えて、不均一な組織は穴拡げ性の劣化をもたらすことからも、好ましくない。更には、焼鈍後の組織を微細にして穴拡げ性を向上させる観点からは６００℃以下で巻き取ることがより好ましい。巻き取り温度が４００℃を下回ると、熱延板強度が高くなり、冷延荷重が大きくなりすぎてしまうことから冷延が困難になる。このことから、巻き取り温度の下限は、４００℃とすることが望ましい。
巻き取り温度は４００℃以上６６０℃以下にする必要がある。６６０℃を超えると熱延組織中に粗大な層状のフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、フェライト粒径を５μｍ以下にすることが出来ない、あるいは、製品板においてもパーライト組織や鉄系炭化物が不均一に存在することから、フェライト粒内にパーライトあるいは鉄系炭化物を分散させ難く、大きな降伏点伸びが得難いためである。加えて、不均一な組織は穴拡げ性の劣化をもたらすことからも、好ましくない。更には、焼鈍後の組織を微細にして穴拡げ性を向上させる観点からは６００℃以下で巻き取ることがより好ましい。巻き取り温度が４００℃を下回ると、熱延板強度が高くなり、冷延荷重が大きくなりすぎてしまうことから冷延が困難になる。このことから、巻き取り温度の下限は、４００℃とすることが望ましい。
なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
このようにして製造した熱延鋼板に、必要に応じて酸洗を行っても良い。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、めっき性向上のためには重要である。酸洗は、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
このようにして製造した熱延鋼板に、必要に応じて酸洗を行っても良い。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、めっき性向上のためには重要である。酸洗は、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインに通板する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。４５〜６５％より好ましい範囲である。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
連続焼鈍ラインを通板する場合の６６０〜７４０℃の温度範囲での加熱速度は９℃／秒以下にする必要がある。熱延-冷延を行った鋼板の組織は、冷間加工された未再結晶フェライトと圧延されたパーライト組織もしくは鉄系炭化物よりなる。加熱速度が９℃／秒以上となると、フェライト再結晶に比較して、パーライト組織や鉄系炭化物のオーステナイトへの変態が速いことから、再結晶したフェライトがほとんど成長しないまま、フェライト及びオーステナイトより成る組織となってしまう。この結果、フェライト粒径が２μｍ未満となり、延性が劣化してしまうことから好ましくない。このことから９℃／秒を上限とする。一方、加熱速度が１．４℃／秒以上未満となると、粒成長あるいは再結晶が不均一に進行することから、圧延方向に長く伸びた未再結晶フェライトが残り易く、穴拡げ性を大幅に劣化させる。このことから下限値を１．４℃／秒以上とすることが望ましい。また、過度の加熱速度の低下は、通板速度の低下を意味することから好ましくない。
冷延後に連続焼鈍ラインを通板する場合の最高加熱温度は、７００〜８３０℃の範囲である。本鋼は、ＮｂやＴｉの添加を行っていることから、再結晶が進み難い。その結果、最高加熱温度が７００℃未満になると、再結晶に長時間を要することになり、未再結晶フェライトの分率が極端に増加し、大幅な延性の低下を招くことから好ましくない。このことから、７００℃が最高加熱温度の下限である。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、例えば、９００℃焼鈍を行うとオーステナイト単相域焼鈍となり、冷却過程でオーステナイト粒界からフェライトが形成することから、フェライト粒内にパーライトや鉄系炭化物を分散することが出来ない。その結果、本発明の効果である大きな降伏点伸びと高い降伏比が得られない。このことから上限値は、８３０℃とする必要がある。
この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、再結晶を促進させるため、１０秒以上の熱処理を行うことが望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮される。
この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、再結晶を促進させるため、１０秒以上の熱処理を行うことが望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮される。
上記焼鈍終了後、引き続き６３０℃〜５７０℃間を、４５℃／秒以下の冷却速度で冷却し、オーステナイトをパーライトへと変態させる。この間の平均冷却速度が４５℃／秒超では、パーライト変態が開始せず、高い降伏比を確保できない。このことから上限値を４５℃／秒とした。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、極端な冷却速度の低下は、通板速度を落とした生産を行わねばならず生産性を低下させることから好ましくない。このことから、冷却速度の下限値は０．５℃／秒以上とすることが望ましい。６３０℃と５７０℃間の冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。冷却速度を限定する温度範囲を５７０〜６３０℃としたのは、この温度域にてパーライト変態が起こるからである。６３０℃を超える温度域から冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮されるが、冷却開始温度を、７００℃超とすることは、最高加熱温度との差が小さくなりすぎてしまい冷却開始温度の確保が困難となることから、これが実質上の上限である。
また、連続焼鈍ラインの場合、過時効帯を利用して、２００〜４５０℃の温度範囲、好ましくは２５０〜４５０℃の範囲で、３０秒以上の熱処理を行っても良い。マルテンサイトに比較し、ベイナイト組織が存在する方が、降伏点伸びが低下し難いことから、過時効処理を行うことで、冷却帯通過後にオーステナイトが残っていたとしても、引き続く過時効帯での熱処理により、ベイナイト組織へと変態させることが可能であり降伏比増加をもたらすことから、熱処理を行っても構わない。
表面粗度の制御のため、熱処理後にスキンパス圧延を行う。スキンパス圧延の圧下率は、０．２〜０．８％の範囲が好ましい。スキンパス圧延率は、０．２％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。０．８％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
冷延後に溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の６６０〜７４０℃の温度範囲での加熱速度も、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、９℃／秒以下とする。最高加熱温度も連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、７００〜８３０℃とする。焼鈍後の冷却に関しても、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、６３０℃と５７０℃間を４５℃／秒以下の冷却速度にて冷却する必要がある。めっき浴浸漬板温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（溶融亜鉛めっき浴温度+５０）℃とすることが望ましい。浴浸漬板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。ただし、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬温度が（溶融亜鉛めっき浴温度+５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
また、めっき層の合金化を行う場合には、４６０〜５８０℃の範囲で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。５８０℃を超えると合金化が進行しすぎてしまいプレス時にパウダリングを引き起こす原因になる。このことから合金化温度の上限は、５８０℃である。
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、上記と同様の理由で、０．２〜０．８％の範囲とする。
なお、本冷延鋼板を電気めっきしても鋼板の有する引張強度、成形性、溶接性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。
また、本発明の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、上記と同様の理由で、０．２〜０．８％の範囲とする。
なお、本冷延鋼板を電気めっきしても鋼板の有する引張強度、成形性、溶接性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。
また、本発明の加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
また、本発明の鋼は、溶接性にも優れている。溶接方法については、通常行われる溶接方法、たとえばアーク、スポット、ＴＩＧ、ＭＩＧ、マッシュおよびレーザー等の溶接方法に適合する。
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
「実施例１」
表１に示す成分を有するスラブを、１２３０℃に加熱し、表２に示す条件で、圧下率９３％で仕上げ熱延温度８００〜１０５０℃にて熱間圧延を行い、冷却を行い、巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み３．０ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷延を行い、冷延板とした。
表１に示す成分を有するスラブを、１２３０℃に加熱し、表２に示す条件で、圧下率９３％で仕上げ熱延温度８００〜１０５０℃にて熱間圧延を行い、冷却を行い、巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み３．０ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷延を行い、冷延板とした。
「実施例２」
その後、これらの冷延板に表２、表３に示す条件で焼鈍熱処理を行い、６２０℃〜７４０℃間を平均加熱速度０．１〜５０℃／秒にて加熱し、６３０〜８７０℃で焼鈍を行った後、６３０℃〜５７０℃間を０．１〜８５℃／秒で冷却し、各温度にて付加的な熱処理を２５０秒間行い、その後室温まで冷却した。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
一部の鋼板については、上記と同様の手法で冷延まで行い、連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。加熱条件および焼鈍温度は、上記と同様の条件とし、焼鈍の後、６３０℃−５７０℃間を冷却し、その後、亜鉛めっき浴に通板し、室温まで１０℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。合金化処理を行うものについては、亜鉛めっき浴に通板の後、４８０〜６００℃で３０秒の合金化処理を行い、室温まで１０℃／秒の冷却速度で室温まで冷却し、最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。一部の鋼板については、めっき処理に引き続き合金化処理を行った。その際の目付け量としては、両面とも約４５ｇ／ｍ2とした。めっき後の鋼板に、０．４％スキンパス圧延を施した。
その後、これらの冷延板に表２、表３に示す条件で焼鈍熱処理を行い、６２０℃〜７４０℃間を平均加熱速度０．１〜５０℃／秒にて加熱し、６３０〜８７０℃で焼鈍を行った後、６３０℃〜５７０℃間を０．１〜８５℃／秒で冷却し、各温度にて付加的な熱処理を２５０秒間行い、その後室温まで冷却した。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
一部の鋼板については、上記と同様の手法で冷延まで行い、連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。加熱条件および焼鈍温度は、上記と同様の条件とし、焼鈍の後、６３０℃−５７０℃間を冷却し、その後、亜鉛めっき浴に通板し、室温まで１０℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。合金化処理を行うものについては、亜鉛めっき浴に通板の後、４８０〜６００℃で３０秒の合金化処理を行い、室温まで１０℃／秒の冷却速度で室温まで冷却し、最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。一部の鋼板については、めっき処理に引き続き合金化処理を行った。その際の目付け量としては、両面とも約４５ｇ／ｍ2とした。めっき後の鋼板に、０．４％スキンパス圧延を施した。
「実施例３」
得られた鋼板のミクロ組織と引張特性を以下の表４と表５に示す。
鋼板のミクロ組織の種類及び体積率は、ナイタール試薬及び特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡並びに１０００〜１００００倍のＳＥＭ及びＴＥＭにより測定した。各試料において２０視野以上の観察を行った。また体積率は、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることにより特定した。
得られた鋼板について、圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ、ＹＰ-Ｅｌを測定した。なお、本条件内で製造されたものは、大きな降伏点伸びが観察され、一方、本条件を外れるものは、降伏点伸びが表れない。このことから、ＹＳの測定にあたっては、降伏点伸びが観察されるものは上降伏点を、降伏点伸びが観察されないものは、０．２％耐力をそれぞれ降伏応力とした。
得られためっき鋼板のめっきの付着量は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、重量法により測定した。めっき中のＦｅ％は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定して求めた。
鋼板のミクロ組織の種類及び体積率は、ナイタール試薬及び特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡並びに１０００〜１００００倍のＳＥＭ及びＴＥＭにより測定した。各試料において２０視野以上の観察を行った。また体積率は、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることにより特定した。
得られた鋼板について、圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ、ＹＰ-Ｅｌを測定した。なお、本条件内で製造されたものは、大きな降伏点伸びが観察され、一方、本条件を外れるものは、降伏点伸びが表れない。このことから、ＹＳの測定にあたっては、降伏点伸びが観察されるものは上降伏点を、降伏点伸びが観察されないものは、０．２％耐力をそれぞれ降伏応力とした。
得られためっき鋼板のめっきの付着量は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、重量法により測定した。めっき中のＦｅ％は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定して求めた。
めっき外観は通板したコイル全長を目視で観察し、不めっき面積率を以下に示す基準で判定した。
○：不めっき部分なし
△：不めっき部分若干あり
×：不めっき部分多数あり
○：不めっき部分なし
△：不めっき部分若干あり
×：不めっき部分多数あり
鋼番号Ａ-１、６〜９、１６、Ｂ-１、２、４〜７、Ｃ-１、３、４、Ｄ-１、Ｅ-１、Ｆ-１〜３、Ｇ-１、３、４は、鋼板の化学的成分が本発明で規定する範囲内にあり、かつ鋼板の製造条件も本発明で規定する範囲内にある。この結果、表４に示すように、鋼板組織が主相をフェライトとし、パーライトあるいは鉄系炭化物のいずれか一方、あるいは両方を含み、フェライト粒径が５μｍ以下、フェライト粒内のパーライト組織並びに鉄系炭化物の個数が３５００個／平方ｍｍ以上となった。この結果、０．５％以上４．５％以下の降伏点伸びと０．７５以上の降伏比、ＴＳで５４０ＭＰａ以上の引張最大強度、ＴＳ×Ｅｌで１４０００（ＭＰａ×％）以上の良好な加工性が得られている。
鋼番号Ａ-２、Ｂ-８、Ｇ-２は、６６０〜７４０℃での加熱速度が、０．１℃／秒と本発明の範囲を外れることから、フェライト粒径が５μｍ超となり、５４０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保出来ず、衝突エネルギー吸収能に劣る。
一方、鋼番号Ａ-３、１０、Ｂ−１０は、６６０〜７４０℃での加熱速度が、２５℃／秒以上と本発明の範囲を外れることから、フェライト粒内に所定の量のパーライト、及び、鉄系炭化物を分散させることが出来ないことから、０．５％以上の降伏点伸びを得ることが出来ず、衝突エネルギー吸収能に劣る。加えて、成形性にも劣る。
一方、鋼番号Ａ-３、１０、Ｂ−１０は、６６０〜７４０℃での加熱速度が、２５℃／秒以上と本発明の範囲を外れることから、フェライト粒内に所定の量のパーライト、及び、鉄系炭化物を分散させることが出来ないことから、０．５％以上の降伏点伸びを得ることが出来ず、衝突エネルギー吸収能に劣る。加えて、成形性にも劣る。
鋼板号Ａ-４、１１、Ｂ-３、８、Ｇ-５は、焼鈍温度が８３０℃超と本発明の範囲を外れることから、フェライト粒内に所定の量のパーライト、及び、鉄系炭化物を分散させることが出来ないことから、０．５％以上の降伏点伸びを得ることが出来ず、衝突エネルギー吸収能に劣る。また、焼鈍時にフェライト粒径が大きくなる傾向があり、ＴＳで５４０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保し難い。
鋼番号Ａ-５、Ｃ-２は、６３０〜５７０℃間の冷却速度が８５℃／秒と本発明の範囲を外れることから、マルテンサイト及びベイナイト組織となり、０．５％以上の大きな降伏点伸びと高い降伏応力を確保出来ず、衝突エネルギー吸収能に劣る。
鋼番号Ａ-１０は、焼鈍温度が６３０℃と本発明の範囲を外れることから、再結晶がほとんど進行しないことから、降伏比は高いものの、強度が非常に高く、成形性に劣る。
鋼番号Ａ-１２は、熱間圧延での仕上げ圧延温度が１０５０℃と高く、熱延板が粗大なフェライトとパーライトよりなる組織になってしまい、冷延焼鈍を施したとしても、大きな降伏比と高い降伏応力を得ることができず、衝突エネルギー吸収能に劣る。
鋼番号Ａ-５、Ｃ-２は、６３０〜５７０℃間の冷却速度が８５℃／秒と本発明の範囲を外れることから、マルテンサイト及びベイナイト組織となり、０．５％以上の大きな降伏点伸びと高い降伏応力を確保出来ず、衝突エネルギー吸収能に劣る。
鋼番号Ａ-１０は、焼鈍温度が６３０℃と本発明の範囲を外れることから、再結晶がほとんど進行しないことから、降伏比は高いものの、強度が非常に高く、成形性に劣る。
鋼番号Ａ-１２は、熱間圧延での仕上げ圧延温度が１０５０℃と高く、熱延板が粗大なフェライトとパーライトよりなる組織になってしまい、冷延焼鈍を施したとしても、大きな降伏比と高い降伏応力を得ることができず、衝突エネルギー吸収能に劣る。
鋼番号Ａ-１４は、熱間圧延での仕上げ後の８００〜７２０℃間の平均冷却速度が４℃／ｓと遅いことから、熱延板組織が不均一な組織となってしまうことから、冷延焼鈍を施したとしても、大きな降伏比と高い降伏応力を得ることができず、衝突エネルギー吸収能に劣る。また、焼鈍後の組織の粗大なフェライトと微細なフェライトが混在する混粒組織になってしまい成形も劣る。
鋼番号Ａ-１５、Ｂ−８は、巻き取り温度が７００℃以上と高く、熱延組織が粗大なフェライト及びパーライト組織となり、焼鈍後のフェライト粒径を５μｍ以下とすることが出来ない。また、巻き取り温度が高いことから、含まれるＮｂやＴｉの析出物も大きく、析出強化による高強度化の効果が得難いことから、引張最大応力を５４０ＭＰａ以上とすることが出来ない。
鋼番号Ｈ-１〜４及び鋼番号Ｌ−１〜３は、Ｎｂ及びＴｉ添加量が、それぞれ０．０４２％及び０．０５１％、あるいは、Ｔｉ添加量が０．０７９％と高いことから、再結晶が極めて遅く、焼鈍条件が本発明の範囲にあったとしても、強度が高く成形性に劣る。
鋼番号Ａ-１５、Ｂ−８は、巻き取り温度が７００℃以上と高く、熱延組織が粗大なフェライト及びパーライト組織となり、焼鈍後のフェライト粒径を５μｍ以下とすることが出来ない。また、巻き取り温度が高いことから、含まれるＮｂやＴｉの析出物も大きく、析出強化による高強度化の効果が得難いことから、引張最大応力を５４０ＭＰａ以上とすることが出来ない。
鋼番号Ｈ-１〜４及び鋼番号Ｌ−１〜３は、Ｎｂ及びＴｉ添加量が、それぞれ０．０４２％及び０．０５１％、あるいは、Ｔｉ添加量が０．０７９％と高いことから、再結晶が極めて遅く、焼鈍条件が本発明の範囲にあったとしても、強度が高く成形性に劣る。
鋼番号Ｉ-１〜３は、Ｍｎ添加量が２．１２％と本発明の範囲を外れることから、マルテンサイト及びベイナイトを多く含む組織であり、成形性は良好なものの、降伏比が低く、衝突エネルギー吸収能に劣る。
鋼番号Ｊ-１〜３は、Ｎｂ及びＴｉを含まないことから、フェライト粒径を５μｍ未満とすることが出来ず、また、フェライト粒内にパーライト並びに鉄系炭化物を分散させることが出来ないことから、降伏比が低く、衝突エネルギー吸収能に劣る。また、Ｓｉ含有量が多いことから、不めっきが発生し、外観が悪い。
鋼番号Ｋ-１は、Ｃ含有量が０．００２％と非常に低いことから、引張最大強度を５４０ＭＰａ以上とすることが出来ない。
鋼番号Ｊ-１〜３は、Ｎｂ及びＴｉを含まないことから、フェライト粒径を５μｍ未満とすることが出来ず、また、フェライト粒内にパーライト並びに鉄系炭化物を分散させることが出来ないことから、降伏比が低く、衝突エネルギー吸収能に劣る。また、Ｓｉ含有量が多いことから、不めっきが発生し、外観が悪い。
鋼番号Ｋ-１は、Ｃ含有量が０．００２％と非常に低いことから、引張最大強度を５４０ＭＰａ以上とすることが出来ない。
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、引張り最大強度５４０ＭＰａ以上であり、衝突エネルギー吸収能に優れた鋼板を安価に提供するものであり、この鋼板は例えば自動車用の構造部材や、補強用部材、足回り用部材などに用いて好適なことから、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。
Claims (12)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０４％〜０．１７％、
Ｓｉ：０．００１〜０．６０％未満、
Ｍｎ：１．２〜１．９％、
Ｐ ：０．００１〜０．０４％未満、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｏ：０．００２〜０．０１０％
を含有し、更に、ＮｂもしくはＴｉのいずれか一方あるいは両方を、合計で０．０１２〜０．０５２％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、鋼板組織が主として平均粒径５μｍ以下のフェライトとパーライトまたは／および鉄系炭化物からなり、フェライト粒内に含まれるパーライトまたは／および鉄系炭化物が、１平方ｍｍあたり３５００個以上存在し、引張最大強さ（ＴＳ）が５４０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ未満であり、かつ降伏点伸びが０．５％以上４．５％未満であることを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．００１％未満、
を含有することを特徴とする請求項１に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．８％、
Ｎｉ：０．０１〜０．８％、
Ｃｕ：０．０１〜０．８％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ｗ ：０．０１〜０．２％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２のいずれか１項に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｖ：０．００１〜１％
を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。 - さらに、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．２％含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板。
- 請求項１乃至５のいずれか１項に記載の化学成分からなる鋼板の表面に、
Ｆｅ：５％未満
を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板。 - 請求項１乃至５のいずれか１項に記載の化学成分からなる鋼板の表面に、
Ｆｅ：５〜２０％
を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を有することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板。 - 請求項１乃至５の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後、１１４０℃以上に加熱し、仕上圧延温度８６０℃〜９４０℃間を８５％以上の圧下率で熱間圧延を行ったのち、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、６６０℃以下４００℃以上で巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、４５０℃〜２５０℃間の温度域で３０秒以上保持し、室温まで冷却することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１乃至５の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後、１１４０℃以上に加熱し、仕上圧延温度８６０℃〜９４０℃間を８５％以上の圧下率で熱間圧延を行ったのち、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、６６０℃以下４００℃以上で巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１乃至５の何れか一項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後、１１４０℃以上に加熱し、仕上圧延温度８６０℃〜９４０℃間を８５％以上の圧下率で熱間圧延を行ったのち、８００〜７２０℃間を冷却速度３０℃／秒以上で冷却し、６６０℃以下４００℃以上で巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、溶融亜鉛めっきラインを通板するにあたって、６６０〜７４０℃間での加熱速度を９℃／秒以下で加熱し、最高加熱温度７００〜８３０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度４５℃／秒以下で、（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、４６０〜６００℃の温度範囲で３秒以上保持した後、室温まで冷却することを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
- 請求項８の方法で冷延鋼板を製造したのち、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする請求項１乃至７に記載の降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
- 請求項８乃至１１の高強度鋼板に、スキンパス率０．２〜０．８％のスキンパス圧延を行うことを特徴とする降伏点伸びを制御した高強度鋼板の製造方法。
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