JP2013151738A

JP2013151738A - 耐デント性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2013151738A
Application number: JP2012269076A
Authority: JP
Inventors: 重宏 ▲高▼城; Shigehiro Takagi; Kazuhiro Hanazawa; 和浩花澤; Koichiro Fujita; 耕一郎藤田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-12-28
Filing date: 2012-12-10
Publication date: 2013-08-08
Anticipated expiration: 2032-12-10
Also published as: JP5846113B2

Abstract

【課題】耐デント性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C：0.0005〜0.0250％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜2.5％、P：0.10％以下、S：0.05％以下、Al：0.05％以下、N：0.015％未満を含み、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、1100℃以上の温度に加熱し、粗圧延と、圧延終了温度：850℃以上とする仕上圧延とを施し、巻取温度：650℃以下で巻取る熱延工程と、圧延率：70〜85％の冷間圧延を施す冷延工程と、体積率で0.03〜50％のアンモニアを含み、残部不活性ガスからなる雰囲気中で、550℃以上、（723−10.7×［Mn］）（ここで、［Mn］：Mnの含有量（質量％）））℃以下の焼鈍温度で保持する焼鈍工程を施し、YPが400MPa以上で、TSが1.25YP以下である薄鋼板とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、建材、家電、自動車、缶などの使途に好適な高強度薄鋼板に係り、とくに耐デント性の向上に関する。

建材、電機、自動車、缶などの分野では、地球環境の保全等の観点から、製品や部材の軽量化が要望されている。このような要望に対しては、まず素材の薄肉化が考えられる。
電機・建材分野で多く使用されている、YP220MPa級薄鋼板（引張強さTS：330MPa級）では、通常用いている0.8mm厚の薄鋼板に代えて、例えば0.7mm厚あるいは0.6mm厚の薄鋼板とする、更なる薄肉化が要望されている。

しかし、同一鋼種規格による素材の薄肉化は、部材の耐デント性が低下することが懸念される。そのため、薄肉化する多くの場合には、部材の耐デント性向上が必須となっている。平板部材の耐デント性Ａは、次式
Ａ∝t×t×（部材の降伏強度）
（ここで、t：板厚）
で表されるとされる。この式によれば、薄肉化による耐デント性の低下は、強度の増加によって補えることになる。例えば、素材として、降伏点YPが220MPa級の、板厚t：0.8mmの鋼材（現行材）を使用している部材を、t：0.7mm、あるいはt：0.6mmの薄肉鋼材を使用した部材に置き換える場合、同等の耐デント性Ａを保つためには、0.7mm厚の薄肉鋼材では降伏点YP：287MPaと、また、0.6mm厚の薄肉鋼材では降伏点YP：391MPaと、高強度化することが必要となることになる。

素材である鋼材（鋼板）の高強度の方法としては、従来から、大別して、固溶元素添加による固溶強化や、析出物を微細かつ多量に析出させる析出分散強化、あるいは、Mnなどの焼入れ性向上元素の添加により、マルテンサイト相を生成させて高強度化する変態強化や、未再結晶の加工組織によって高強度化する転位強化、が用いられてきた。
例えば、特許文献１には、缶用鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、C：0.0015％以下、Si：0.020％以下、Mn：0.10％以下、N：0.003％以下、Al：0.150％以下を含み、さらにCr：0.020〜0.500％、Nb：0.0020〜0.0200％、Ti：0.0050〜0.0200％、B：0.0002〜0.0020％のうちの１種または２種以上を含むスラブに、1050℃以下に再加熱したのち、仕上圧延機入側温度を950℃以下とし、合計圧下率を40％以上、最終圧下率を25％以上とし、500〜750℃の温度で巻取り、酸洗の後、圧下率50〜98％の冷間圧延を行う、缶用鋼板の製造方法である。特許文献１に記載された技術は、焼鈍工程を省略して、冷間圧延ままで缶用鋼板として所望の特性を確保する、いわゆる、転位強化を利用して高強度化する方法である。

また、特許文献２には、C：0.08％以下、Si：0.01〜0.05％、Mn：0.1〜2.5％、酸可溶性Al：0.010％以下、N：0.004〜0.02％を含み、不可避的に混入する酸可溶性TiとN、Alとが特定関係を満足するように含まれる組成のスラブを、熱間圧延し、コイル状に巻取り、コイルの温度が350℃以上のとき水槽に浸漬し、合計で圧下率20％以上の冷間圧延を施す、冷間圧延後の延性に優れた鉄板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、焼鈍を省略しても、延性に優れた鉄板が製造できるとしている。特許文献２に記載された技術は、焼鈍を省略して、冷間圧延ままで、所望の延性を確保する、いわゆる、転位強化を利用した高強度化する方法である。

また、特許文献３には、高強度缶用極薄冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術では、質量％で、C：0.02％以下、Mn：1.5％以下、Al：0.01％以下、N：0.0050〜0.0250％を含む圧延素材を用いて、N量の90％以上が固溶状態となる温度で圧延を開始し、（Ａr3変態点−30℃）以上で仕上圧延を終了する熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、強冷を開始し、600℃以上で巻取り、巻取り後水冷して熱延板とし、冷間圧延を施し、さらに再結晶温度以上で均熱し、均熱終了後60ｓ以内に40℃まで冷却する連続焼鈍を施す、高強度缶用極薄冷延鋼板の製造方法である。特許文献３に記載された技術では、塗装焼付処理後の降伏強さ：550MPa以上で、焼付け硬化量100MPa以上、塗装焼付処理による引張強さの増加量が30MPa以上となるとしている。特許文献３に記載された技術では、焼鈍後に（固溶C＋固溶N）が0.0050％以上存在するいわゆる、固溶強化を利用して高強度化する方法である。

また、特許文献４には、浸炭焼入れ方法を利用した浸窒焼入れ品が記載されている。特許文献４に記載された技術は、鉄または鉄合金製のワーク（素材）を、アンモニアガスが供給された熱処理炉に装入し、オーステナイト域の温度まで昇温、保持したのち、急冷し焼入れして、ワークの表面に硬化層を形成し、浸窒焼入れ品とする、いわゆる変態強化を利用して高強度化する方法である。

特許文献５には、高強度冷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、質量％で、C：0.016〜0.2％を含み、かつTi：0.025〜1％、Nb：0.01〜1.5％、V：0.01〜1％のいずれか１種以上を含有する鋼を、熱間圧延後650℃以下で巻き取り、85％以下の圧下率で冷間圧延後、600℃から再結晶終了までの温度域を30℃／s以上の加熱速度で焼鈍して、低降伏比で、加工性、溶接性に優れた高強度冷延鋼板を得るとしている。特許文献５に記載された技術は、Ti、Nb、Vの炭化物あるいは窒化物を微細に析出させた、いわゆる析出強化を利用して高強度化する方法である。

特開平08−176674号公報特開2000−87184号公報特開2001−107186号公報特開2009−270155号公報特開2002−363649号公報

しかしながら、特許文献１、２に記載された技術で利用された、転位強化による高強度化は、引張強さTSを高めるだけでなく、延性を著しく低下させるという問題がある。また、特許文献５に記載された技術で利用した、析出強化による高強度化は、Ti、Nbなどの高価な元素を多量に含有する必要があり、材料コストを高騰させるという問題がある。また、特許文献４に記載された技術が利用した、変態強化による高強度化は、降伏強さYPよりも引張強さTSを高める傾向が強く、成形加工時の金型摩耗を促進し、さらに成形加工後のスプリングバックを大きくするという問題がある。このように、析出強化、変態強化、転位強化を用いた高強度化には、上記したような問題があった。

本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、建材、電機、自動車、缶などの分野で好適な高強度薄鋼板であって、降伏強さYP：400MPa以上で耐デント性に優れ、かつ1.25YP以下の低引張強さTSを有する、耐デント性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明では、目標特性を、耐デント性を確保するために、降伏強さYPを400MPa以上と高YPに、成形加工後のスプリングバックを低く抑えるために、引張強さTSを1.25YP以下と低TSに限定した。なお、ここでいう「薄鋼板」とは、板厚1.5mm以下の鋼板(鋼帯)をいうものとする。

本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、固溶強化による高強度化に着目した。一般に、固溶強化は、少ない添加量で高強度化できること、固溶元素は析出物のように成形性を阻害しにくいこと、などの利点がある。特許文献３に記載された技術では、連続焼鈍均熱後に、例えば、冷却速度：150℃／ｓ以上の高速冷却を行い、鋼板中に固溶C、固溶Nを残存させて高強度化を図っている。しかし、フェライト（鋼板）中に固溶できるC、N量は、高々0.017質量％程度までであり、所望の高強度化を達成するうえでは少ない。

さらに、一般に、固溶C量の増大を目的に鋼中C量を増加すると、同時に、鋼板中に鉄炭化物の生成が促進され、十分な固溶C量を確保できないという問題がある。一方、N量の増大は、Cほどには、鉄窒化物の生成を促進しない。このことから、Nは、鋼中に十分な量、固溶状態で存在しやすく、固溶強化による高強度化が達成できるものと、考えた。
しかし、通常の製鋼法で、高Ｎ化を達成するためには、同時にV、Crなどの元素を多量に添加する必要があり、コスト高を招くため、ステンレス鋼などの特殊鋼の溶製以外には、有用ではないといわれている。鋼中のN量を高める方法としては、さらに、例えば、加圧式ESR（Electro Slag Remelting）法、メカニカルアロイング法が知られているが、高強度薄鋼板の製造のような大量生産を必要とする場合には不適である。

そこで、本発明者らは、高N化の方法として、窒素吸収処理法に着目した。窒素吸収処理法は、雰囲気ガスを変えることによって吸収する窒素量を調整するもので、薄鋼板製造時の焼鈍プロセスに組み込むことが可能であるという利点がある。
特許文献４にも、熱処理時に窒素をワーク内に拡散浸透させて吸収する技術が記載されている。しかし、従来の高窒素化は、とにかく吸収窒素量を高めることに重点が置かれ、固溶Ｎ量を増加させて高YP化を達成するための、具体的な鋼板組成、製造プロセスについての言及はまったくない。例えば、Ti、Cr、Alなどが添加されている場合、窒素は窒化物として析出し、固溶状態で存在しにくく、延性を低下させるという問題がある。また、実際の薄鋼板製造では、調質圧延などの形状矯正工程で低YP化する場合があるなどの問題がある。

このようなことから、本発明者らは、固溶Nを利用した固溶強化による高強度化に着目し、種々の検討を行った結果、冷間圧延後の焼鈍工程に窒素吸収処理法を組み込んで利用することが、上記した目的を達成するために有効であるという知見を得た。そして、窒化物の生成を抑え、鋼中に固溶Nをより多く存在させ、所望の延性、降伏強さ、引張強さを確保するためには、適正な成分範囲に調整したうえで、鋼板板厚に応じた、適正な熱処理条件が存在することを見出した。

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、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、C：0.0005〜0.0250％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜2.5％、P：0.10％以下、S：0.05％以下、Al：0.05％以下、N：0.015〜0.500％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で70％以上のフェライト相と、面積率で5％以下のマルテンサイト相とを含み、残部がフェライト相、マルテンサイト相以外の相とからなり、Nを含む析出物をN換算で0.010質量％以下に調整した組織と、を有し、圧延方向の降伏強さYPが400MPa以上で、引張強さTSが1.25YP以下の引張特性を有することを特徴とする耐デント性に優れた高強度薄鋼板。
（２）鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを施し薄鋼板とする薄鋼板の製造方法であって、前記鋼素材を、質量％で、C：0.0005〜0.0250％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜2.5％、P：0.10％以下、S：0.05％以下、Al：0.05％以下、N：0.015％未満を含み、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とし、前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を1100℃以上の温度に加熱し、粗圧延と、仕上圧延終了温度：850℃以上とする仕上圧延とを施し、巻取り温度：650℃以下で巻き取る工程であり、前記冷間圧延工程が、冷間圧延率：70〜85％の冷間圧延を施す工程であり、前記焼鈍工程が、体積率で0.03〜50％のアンモニアを含み、残部が不活性ガスからなる雰囲気中で、550℃以上、次（１）式
TN（℃）＝723−10.7×［Mn］‥‥（１）
（ここで、［Mn］：Mnの含有量（質量％））
で定義されるTN温度以下の焼鈍温度で所定の保持時間保持する処理とする工程であり、圧延方向の降伏強さYPが400MPa以上で、引張強さTSが1.25YP以下である引張特性を有する薄鋼板とすることを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（３）（２）において、前記焼鈍温度での前記所定の保持時間ｔhが、次（２）式
ｔh（ｓ）≧4.5×10^４×（板厚［m］）^２×exp（9.5×10^３／T［K］） ‥‥（２）
（ここで、T：焼鈍温度（K））
を満足することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（４）（２）または（３）において、前記焼鈍工程後に、さらに伸長率２％以下の調質圧延を施す調質工程と、さらに200℃以下の時効温度で時効処理を行う時効処理工程とを施すことを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記時効温度での保持時間taが、次（３）式
ta（ｓ）≧4.8×10⁻¹⁰×T×exp（9500／T）‥‥（３）
（ここで、T：時効温度（K））
を満足することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。

本発明によれば、過剰な合金化元素を添加することなく、降伏強さ：400MPa以上で、成形後のスプリングバックを低減でき、かつ優れた耐デント性を有する高強度薄鋼板を、安価にしかも容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、部材の耐デント性を損なわずに、部材の肉厚を0.1mm〜0.2mm程度薄肉化でき、部材の軽量化に寄与できるという効果を奏する。

まず、本発明薄鋼板の組成限定理由について説明する。以下、質量％は単に％で記す。
C：0.0005％以上0.0250％以下
Cは、鋼の強度を増加させる元素であるが、0.0250％を超えて多量に含有すると、炭化物量が増大し、延性が低下する。このため、本発明では、Cは0.0250％以下に限定した。なお、過剰の低減は、精錬コストの高騰を招くため、0.0005％以上に限定した。

Si：1.0％以下
Siは、固溶して、フェライトを安定化させ、さらに鋼の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超える過度の含有は、化成処理性、めっき性、延性を低下させる。このため、Siは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.2％以下である。

Mn：0.1〜2.5％
Mnは、Sと結合してMnSを形成し、Sによる熱間脆性を抑制する元素である。また、Mnは固溶して鋼の強度を増加させる。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、2.5％を超える過度の含有は、焼鈍時にマルテンサイト組織を生成し、延性を損なう。このようなことから、Mnは0.1〜2.5％の範囲に限定した。なお、材料コストの高騰を抑える観点からは、1.0％以下とすることが好ましい。

P：0.10％以下
Pは、フェライト安定化元素であり、強度を増加させる作用を有するが、粒界等に偏析しやすく、延性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましい。なお、0.10％を超えて、過度に含有すると、めっき性が低下する。このため、Pは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下である。

S：0.05％以下
Sは、鋼中では、硫化物として存在し、延性を低下させる。このため、Sはできるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。このため、Sは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.02％以下である。
A1：0.05％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼中の酸化物（介在物）を低減し、延性向上、脆性向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが望ましい。また、Alは、Nとの親和力が強いために、固溶N量を低減し、固溶Nによる固溶強化能を低下させる。このため、Alは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.04％である。

N：0.015〜0.500％
Nは、強い固溶強化能を有し、所望の高YPを確保するために、本発明で最も重要な元素であり、本発明では可能な限り多量に含有させる。所望の高YPを確保するためには、0.015％以上の含有を必要とする。通常の製鋼法によるN添加限が0.015％程度であることから、本発明では、焼鈍工程での窒素吸収処理法で、Nを吸収させる。一方、0.500％を超える多量のNを焼鈍工程で吸収させるには、過度な焼鈍時間が必要になる。このため、生産性の観点から、Nは0.500％以下に限定した。このようなことから、Nは0.015〜0.500％の範囲に限定した。

また、本発明では、不純物である、Ti、Nbを、それぞれ0.003％以下に調整する。
Ti、Nbは、強力な窒化物形成元素であり、固溶N量を低減し、固溶Nによる固溶強化能を低下させる。また、Ti、Nbは窒化物を熱間圧延時に析出し、結晶粒を微細化するため、AlNの析出サイトとなる結晶粒界面積を増大させ固溶Ｎ量を低減し、固溶強化を低減させる。このため、不純物である、Ti、Nbを、それぞれ0.003％以下に調整することとした。それぞれが、0.003％以下であれば、上記したような悪影響を許容できる。

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。
つぎに、本発明薄鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明薄鋼板は、面積率で70％以上のフェライト相を主相とする組織を有する。フェライト相中での固溶Ｎの拡散量はオーステナイト相中に比較して多いため、フェライト相が多いほどより均一に固溶Ｎを分散させることができる。フェライト相が70％未満では、鋼板組織が不均一化し加工性が低下するうえ、固溶Ｎによる固溶強化を利用して所望の高YPを確保できなくなる。このようなことから、フェライト相を面積率で70％以上に限定した。なお、好ましくは、95％以上である。

主相以外の第二相は、面積率で5％以下のマルテンサイト相とする。マルテンサイト相は、硬質相であるため延性を低下させる傾向を示す。マルテンサイト相が、面積率で５％を超えると、変態時に空隙の生成を伴うことがあり、また、延性の低下が著しくなるとともに、引張強さTSに比べて降伏点(降伏強さ)YPを下げる要因となる。このため、第二相であるマルテンサイト相は面積率で５％以下に限定した。

主相、第二相以外の残部は、フェライト相、マルテンサイト相以外の相（その他の相）である。その他の相としてはオーステナイト相がある。なお、オーステナイト相は、N（窒素）を吸収するサイトとなり、所望の固溶Nによるフェライト相の固溶強化能を低減する傾向を示す。このため、本発明では、オーステナイト相は、０％を含み、できるだけ少なくすることが望ましい。

なお、オーステナイト相は、フェライト相へのN侵入量が多くなるにつれて、鋼板表層に形成されることがある。多量の表層オーステナイト相の形成は、板厚中心部へのN拡散を阻害する傾向を示すが、表層オーステナイト相が多量に形成されても、延性を過度に低下させることは無い。
また、本発明では、Nを含む析出物（窒化物）を、N換算で0.010質量％以下に調整する。

Nを含む析出物（窒化物）、例えばFe_４N、AlN等は、曲げ加工時に、亀裂の起点となり、延性を低下させる。このため、本発明ではNを含む析出物（窒化物）を、析出にあずかるN量（析出Ｎ量ともいう）換算で0.010質量％以下で、可能な限り低減することとした。析出N量が、0.010質量％を超えると、曲げ特性等の加工性が低下する。なお、好ましくは0.005％以下である。ここで、析出N量は、電解抽出法で抽出した電解残渣について、含まれるN量を分析して、電解抽出物全量に対する質量％で表示することとした。

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。
まず、N含有量以外、上記した組成を有する鋼素材（スラブ）に、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施して、熱延板とする熱間圧延工程を施す。
鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はない。転炉等、通常公知の溶製方法により、N含有量以外、上記した組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法等の通常公知の鋳造方法により、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶鋼のN含有量は、通常の溶製方法で可能な、最大限である0.015％程度まで含有させることが望ましく、0.015％未満とすることが好ましい。また、N量は、精錬コストの観点から0.0005％以上とすることが好ましい。

熱間圧延工程では、まず、上記した組成の鋼素材を、加熱温度：1100℃以上、好ましくは1280℃以下の範囲の温度に加熱する。加熱温度：1100℃未満では、AlNが析出し、焼鈍工程後まで残存し、延性を低下させる。また、加熱温度は変形抵抗を小さくする観点から高い方が好ましいが、1280℃を超えて過度に加熱を行うと、酸化スケールが鋼表面に厚く生成し、酸化ロスが増大し、歩留りが低下するうえ、酸洗処理のコストが増大する。このようなことから、鋼素材の加熱温度は1100℃以上、好ましくは1280℃以下の範囲の温度に限定した。

熱間圧延工程では、加熱された鋼素材に、粗圧延を施す。施される粗圧延の条件はとくに限定する必要はなく、所定の寸法形状のシートバーとすることができればよい。熱間圧延工程では、ついで、シートバーに仕上圧延を施す。
仕上圧延は、仕上圧延終了温度（出側温度）を、850℃以上のオーステナイト域とする圧延とする。仕上圧延終了温度（出側温度）が850℃未満では、二相域での圧延になり、熱延板の組織が不均一化、微細化し、材質が不安定になる。また、フェライト域での過度の圧延は、鋼板の強度を増加させ、冷間加工時の圧延荷重増大に繋がり、製造コストの高騰を招く。このようなことから、仕上圧延の仕上圧延終了温度（出側温度）を、850℃以上に限定した。

仕上圧延終了後、空冷等で冷却し、巻取り温度：650℃以下で巻き取る。巻取り温度が650℃超えでは、AlN が析出し、固溶Ｎが低減する。なお、好ましくは450℃以上600℃以下である。
熱延板には、ついで、冷間圧延工程を施す。
冷間圧延工程では、熱延板に、通常の方法で酸洗し、冷間圧延を施し、所望の板厚の冷延板とする。冷間圧延の冷間圧延率は、70％以上とする。冷間圧延率は高い方が、その後の焼鈍処理時に再結晶が低温で進行し、低延性化の原因となるAlNの析出サイトとなる転位を消失させることができる。一方、85％を超えると、加工硬化が進行し、圧延荷重が増大する。このようなことから、冷間圧延の冷間圧延率は70〜85％の範囲とした。

ついで、冷延板に、焼鈍工程を施す。
焼鈍工程は、体積率で0.03〜50％のアンモニアを含み、残部が不活性ガスからなる雰囲気中で、550℃以上、次（１）式
TN（℃）＝723−10.7×［Mn］‥‥（１）
（ここで、［Mn］：Mnの含有量（質量％））
で定義されるTN温度以下の焼鈍温度で所定の保持時間保持する処理を施す工程とする。

焼鈍温度が、TN温度超えでは、焼鈍後に、マルテンサイト相が過度に増え、延性が低下する。なお、TN温度は、オーステナイト相が生成し始める温度（変態点）であり、合金元素量に依存する。また、焼鈍温度が550℃未満では、再結晶が十分に起こらず、焼鈍後にも未再結晶組織が残存し、延性が極端に低下する。このため、焼鈍温度は、550℃以上TN温度以下に限定した。なお、窒素吸収が進行すると、鋼中Ｎ量が増加するに従い、オーステナイト相が安定して生成するため、焼鈍温度は、700℃以下とすることが好ましい。

また、焼鈍処理の雰囲気は、体積率で0.03〜50％のアンモニアを含み、残部不活性ガスからなる雰囲気中とする。アンモニアガスの含有量が0.03％未満では、焼鈍処理で所望の鋼中Ｎ量を確保することができない。一方、アンモニアガスの含有量が、50％を超えると、鋼板表面に多くのボイドが発生し、固溶Ｎ量が少なくなる。なお、焼鈍処理の雰囲気の残部は、不活性ガスである。不活性ガスとしては、窒素ガス、アルゴンガスのいずれか、あるいはそれらの混合とすることが好ましい。また、アンモニアガスの作用に影響を与えない程度の量であれば、水素ガス、酸素ガス、二酸化炭素ガスを含有してもよい。

また、焼鈍工程では、上記した焼鈍温度での保持時間th（s）が、次（２）式
th（s）≧4.5×10^４×（板厚［m］）^２×exp（9.5×10^３／T［K］）‥‥（２）
（ここで、Tは焼鈍温度(K)）
を満足することが好ましい。保持時間th（s）が、（２）式を満足しない場合には、所望のN量を鋼板中に吸収することができないうえ、鋼板表層から吸収された窒素Nを板厚方向に均一に分布させることができない。保持時間ｔhは、鋼板表層から吸収されたNが、板厚方向に、少なくとも板厚の1／4の位置まで拡散するのに要する時間として定義した。なお、拡散係数として文献（金属データブック第4版、日本金属学会編、丸善）に記載された値を使用した。

なお、保持時間thを、板厚表層から板厚方向に1／2の位置まで拡散するのに要する時間を満足するようにすることがより望ましい。このような場合には、保持時間th（s）は、次式
th（s）≧1.8×10^５×（板厚［m］）^２×exp（9.5×10^３／T［K］）
（ここで、Tは焼鈍温度(K)）
を満足するように調整することがより好ましい。

なお、焼鈍工程後に、板形状の矯正などを目的として調質圧延やレベリングを行っても良いが、過度の調質圧延の付与は、延性を劣化させるため、伸長率：2％以下とすることが好ましい。
しかし、調質圧延を行った場合には、可動転位の導入によって、降伏点は低下し、所望の降伏点YPを確保できなくなる。そこで、可動転位を固溶窒素や炭素によって固着させ、高降伏点化するために、時効処理工程を施す必要がある。

時効処理は、200℃以下の温度（時効温度）Tで行うことが好ましい。そして、その温度（時効温度）Tでの保持時間ta（s）は、次（３）式
ta（s）≧4.8×10⁻¹⁰×T×exp（9500／T）‥‥（３）
（ここで、T：時効温度（K））
を満足するように調整することが好ましい。

時効温度Tは、高いほど窒素の拡散が促進され、より短時間で転位を固着することが可能となるが、過度に高い場合は、Feとの窒化物が形成し、固溶元素が低減する。このため、時効温度Tは200℃以下とすることが好ましい。また、時効温度Ｔで保持時間ta（s）が、（３）式を満足しない場合には、転位の固着が不十分となり、所望の高YPを確保できなくなる。

また、鋼板の表面に亜鉛、ニッケルなどのめっきをしたり、耐食性や摺動性などを向上させる化成処理を行ったりしても良いことはいうまでもない。

表１に示す組成を有する鋼素材（スラブ）を、表２に示す条件で加熱し、表２に示す仕上圧延終了温度からなる仕上圧延を施し、表２に示す巻取り温度でコイル状に巻き取り、熱延板（鋼帯）とする熱間圧延工程を施した。得られた熱延板に常用の酸洗処理を施したのち、表２に示す条件で冷間圧延を施し、表２に示す板厚の冷延板とする冷延工程を施した。ついで、得られた冷延板に表２に示す条件で焼鈍処理を施す焼鈍工程を施し、冷延焼鈍板とした。一部の冷延焼鈍板には、表２に示す条件の調質圧延と、表２に示す条件で時効処理を施した。

得られた冷延焼鈍板から、試験片を採取し、組織観察、析出物分析、引張試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた冷延焼鈍板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨し、腐食（ナイタール液）して、板厚の1/4から3/4の位置について、光学顕微鏡（倍率：200倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：200倍）で視野数：３視野以上を観察し、撮像して組織を同定するとともに、画像解析装置を用いて各相の組織分率を求めた。
（２）析出物分析
得られた冷延焼鈍板から、電解抽出用試験片を採取し、Ａ−Ａ系電解液中で定電位電解法により抽出した電解抽出残査について、N量を分析し、Nを含む析出物となっているN量として、析出N量とした。得られた析出N量を鋼中の全N量から差し引き、固溶N量とした。なお、焼鈍工程後のN含有量についても分析した。
（３）引張試験
得られた冷延焼鈍板から、引張方向が圧延方向となるようにJIS 13号B引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏点YP、引張強さTS）を求めた。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、降伏強さYP：400MPa以上の高YPと、1.25YP以下の低引張強さTSを有し、耐デント性に優れ、かつスプリングバックの少ない高強度薄鋼板となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、降伏強さYPが400MPa未満であるか、引張強さTSが1.25YP超えて高くなり、スプリングバックが大きな薄鋼板となっている。

Claims

質量％で、
C ：0.0005〜0.0250％、 Si：1.0％以下、
Mn：0.1〜2.5％、 P ：0.10％以下、
S ：0.05％以下、 Al：0.05％以下、
N ：0.015〜0.500％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
面積率で70％以上のフェライト相と、面積率で５％以下のマルテンサイト相を含み、残部がフェライト相、マルテンサイト相以外の相からなり、Nを含む析出物をN換算で0.010質量％以下に調整した組織と、
を有し、圧延方向の降伏強さYPが400MPa以上で、引張強さTSが1.25YP以下の引張特性を有することを特徴とする耐デント性に優れた高強度薄鋼板。
鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを施し薄鋼板とする薄鋼板の製造方法であって、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.0005〜0.0250％、 Si：1.0％以下、
Mn：0.1〜2.5％、 P ：0.10％以下、
S ：0.05％以下、 Al：0.05％以下、
N ：0.015％未満
を含み、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とし、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材を1100℃以上の温度に加熱し、粗圧延と、仕上圧延終了温度：850℃以上とする仕上圧延とを施し、巻取り温度：650℃以下で巻き取る工程であり、
前記冷間圧延工程が、冷間圧延率：70〜85％の冷間圧延を施す工程であり、
前記焼鈍工程が、体積率で0.03〜50％のアンモニアを含み、残部が不活性ガスからなる雰囲気中で、550℃以上、下記（１）式で定義されるTN温度以下の焼鈍温度で所定の保持時間保持する処理とする工程であり、
圧延方向の降伏強さYPが400MPa以上で、引張強さTSが1.25YP以下である引張特性を有する薄鋼板とすることを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
記
TN（℃）＝723−10.7×［Mn］‥‥（１）
ここで、［Mn］：Mnの含有量（質量％）
前記焼鈍温度での前記所定の保持時間ｔhが、下記（２）式を満足することを特徴とする請求項２に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
記
th（s）≧4.5×10^４×（板厚［m］）^２×exp（9.5×10^３／T［K］）‥‥（２）
ここで、T：焼鈍温度（K）
前記焼鈍工程に引続き、さらに伸長率２％以下の調質圧延を施す調質工程と、さらに200℃以下の温度で時効処理を行う時効処理工程を施すことを特徴とする請求項２または３に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
前記時効温度での保持時間ｔａが、下記（３）式を満足することを特徴とする請求項４に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
記
ta（s）≧4.8×10⁻¹⁰×T×exp（9500／T）‥‥（３）
ここで、T：時効温度（K）