JP5056556B2

JP5056556B2 - 薄鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP5056556B2
Application number: JP2008103625A
Authority: JP
Inventors: 英樹松田; 宏太郎林; 一彦岸
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2008-04-11
Filing date: 2008-04-11
Publication date: 2012-10-24
Anticipated expiration: 2028-04-11
Also published as: JP2009256695A

Description

本発明は、薄鋼板およびその製造方法に関し、具体的には、引張強度７８０ＭＰａ以上であって優れた曲げ性を有することから、例えば自動車用鋼板等に使用するのに好適な薄鋼板およびその製造方法に関する。

近年、自動車用鋼板の分野においては、燃費の向上および耐衝突特性の向上のため、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用が拡大されつつある。従来から多用されている引張強度が７８０ＭＰａ未満の高強度鋼板に関しては、高強度化に伴って劣化する延性を向上するため、これまでにも、例えば、フェライト地にマルテンサイトを分散させることにより降伏比を低下させ延性を向上させたＤＰ鋼（二相組織鋼）や、フェライト、ベイナイトおよびオーステナイトからなり、変態誘起塑性を利用して伸び特性を改善したいわゆるＴＲＩＰ鋼が提案されている。しかし、引張強度が７８０ＭＰａ以上への高強度鋼板では特に曲げ性の劣化が問題となるため、これらの技術の延長では、自動車用鋼板として要求される厳しい成形性をも兼ね備える引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供することは難しい。

これに対し、例えば、特許文献１には、熱間圧延および冷間圧延に続いて、Ａ_３変態点以上のオーステナイト単相域で焼鈍した後、６００℃以上の温度から１００〜５００℃／秒の冷却速度で急速冷却を開始し２００〜３００℃の温度で冷却を終了し、次いで２００〜４００℃の温度に保持することにより、パーライト変態を回避し、オーステナイトの残留とマルテンサイトの生成を抑制してベイナイト主体の鋼組織にすることによって、伸びフランジ性が優れた引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を製造する方法に係る発明が開示されている。

特許文献２には、フェライト相の平均結晶粒径を７μｍ以下とし、低温変態生成相の体積分率を４０〜６０％とし、かつフェライト相および低温変態生成相それぞれのビッカース硬さの差を３５０以下とすること、すなわちフェライト相と低温変態相の体積分率を最適化するとともに硬さの差を小さくすることによって、伸び特性と伸びフランジ特性、さらには曲げ特性をも良好とした、フェライト相と低温変態生成相の複合組織からなる引張強度が９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板に係る発明が開示されている。

さらに、特許文献３には、表層にフェライト体積率９０％以上で厚さが１０〜１００μｍの軟質層を有するとともに、中心部の組織を焼戻しマルテンサイト体積率が３０％以上で残部がフェライト相とすることにより、曲げ性および伸びフランジ性に優れる引張強度が９８０ＭＰａ以上の超高強度冷延鋼板に係る発明が開示されている。
特開平７−１８８７６７号公報特開２００５−１７１３２１号公報特開２００５−２７３００２号公報

しかしながら、特許文献１〜３により開示された従来のいずれの発明によっても、良好な曲げ性を有する鋼板が得られないことから、例えば自動車用鋼板等に使用するのに好適な引張強度が７８０ＭＰａ以上の薄鋼板を提供することはできない。

特許文献１により開示された発明は、ベイナイト主体の組織にするだけであるので延性が低下し、十分な曲げ性を確保することができない。
特許文献２により開示された発明は、鋼板の組織を均一化し局所的な変形能の差を小さくするとともにフェライト相と低温変態生成相との硬度差を小さくすることによって伸びフランジ成形の際のボイドの発生および亀裂の進展を抑制するものであるが、本発明者らの検討結果によれば、亀裂こそ発生し難いものの、表面に微視的なくびれがひとたび発生するとそのくびれが進展し、このくびれ部に歪が集中して破断に至る恐れがある。このため、この発明によっても充分な曲げ性を確保することができない。

さらに、特許文献３により開示された発明は、板厚が例えば１．２ｍｍ程度の薄い鋼板の冷却時に板厚方向分布を制御するという、管理が極めて困難な製造工程を経る必要があるので、実施の際にはわずかな冷却の変動の影響を受けて強度のばらつきが大きくなるといった問題があり、安定的に実施することが難しい。

本発明は、このような従来の技術が有する課題に鑑みてなされたものであり、良好な曲げ性を有することから、例えば自動車用鋼板等に使用するのに好適な引張強度が７８０ＭＰａ以上の薄鋼板を、確実に提供することを目的とする。

本発明者らは、上述した目的を達成すべく鋭意研究を行った結果、以下に列記する知見（ａ）〜（ｄ）を得て、本発明を完成した。

（ａ）従来、伸びフランジ成形の際における亀裂の発生および進展を抑制するには、局部伸びが大きいことが必要であるとされてきたが、優れた曲げ性を得るには局部伸びが大きいだけでは不十分であり、たとえ局部変形能が大きくてもそこに歪が集中すれば割れに至る。

（ｂ）曲げ変形時に発生する亀裂について微視的に観察した結果、はじめに表層に微視的なくびれが多数発生する段階があり、その後にくびれが進行して破断限界を超えると亀裂となって内部に進展していくことが判明した。微視的なくびれの段階は、まだ割れの発生とまでは言えず、むしろ曲げ変形部の外側の線長を確保するために必要な変形であるとも言える。すなわち、曲げ性の低下の主因は、くびれが進行して破断限界まで至ることであるので、曲げ性を改善するには、くびれの進行を防がなければならない。従来の技術では、くびれの進行防止を全く考慮していない。

（ｃ）曲げ性を向上するためには、局部伸びが大きいことに加えてさらに、くびれが生じる領域であってもできる限り歪が他の部位へ伝播しやすいこと、すなわち局部変形中の加工硬化能が大きいことが効果的であることを知見した。

（ｄ）局部変形中の加工硬化能を大きくするための手法を種々検討した結果、微細析出物を非常に狭い最近接粒子間距離で分布させることが有効であることを知見した。この理由は、必ずしも明らかではないが、加工硬化が非常に進んだ状態では転位自身が絡み合って動きにくい状態になっているが、この微細析出物を用いて効果的に転位をさらに動き難い状態とすることによって、粒界等で消滅する転位の量が減少するとともに変形に必要な転位の移動量を得るために転位が増殖することから、転位密度が増大するためではないかと推定される。

本発明は、Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下（本明細書では特にことわりがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上２．０％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．３％以下および／またはＮｂ：０．２％以下を、下記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、引張試験における最高荷重から破断に至るまでの破断位置を中心とした標点間距離５ｍｍの局部伸びｅＬが１０％以上であり、かつ、最高荷重から破断に至るまでの破断位置の真応力の増加量ΔσＬが５０ＭＰａ以上であることを特徴とする引張強度が７８０ＭＰａ以上の薄鋼板である。
０．０６０≦Ｔｉ＋Ｎｂ×（４８／９３）≦０．３０・・・・・・・（１）
ただし、式（１）におけるＴｉおよびＮｂは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。

この本発明に係る薄鋼板は、さらに、表層部５０μｍ厚の断面組織に占めるフェライトおよびベイナイトの割合が合計で５０面積％以上であり、フェライトおよびベイナイトに占める直径５ｎｍ以上５０ｎｍ以下の析出物が最近接粒子間距離５０ｎｍ以下で分布する領域の割合が７０％以上であることが望ましい。

この場合、析出物は、Ｔｉおよび／またはＮｂの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかを含有するものであることが望ましい。

この本発明に係る薄鋼板の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。

さらに、これらの本発明に係る薄鋼板が、表面にめっき層を有していてもよい。
別の観点からは、本発明は、上述した化学組成を有するとともに表面温度を１２６０℃以上１３５０℃以下とした鋼塊または鋼片に熱間圧延を施し、４００℃以上６５０℃以下で巻き取って熱延鋼板とし、この熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とし、この冷延鋼板に、６５０℃以上｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝以下の温度域での滞在時間が６０秒間以上となるように加熱し、次いで｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝以上９００℃以下の温度域に２４０秒間以下保持し、そして３℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で４００℃まで冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法である。

この本発明に係る製造方法により製造される薄鋼板にめっき処理を施してもよい。

本発明によれば、良好な曲げ性を有することから、例えば自動車用鋼板等に使用するのに好適な引張強度が７８０ＭＰａ以上の薄鋼板を、確実に提供することができる。

以下、本発明に係る薄鋼板を実施するための最良の形態を説明する。はじめに、本実施の形態の薄鋼板の局部変形特性、鋼組織および化学組成を説明する。

（ｉ）局部変形特性
引張強度７８０ＭＰａ以上の薄鋼板の曲げ性の改善を図るために、本発明では、局部伸びと局部変形中の加工硬化とを大きくする。引張試験における最高荷重から破断に至るまでの、破断位置を中心とした標点間距離５ｍｍの局部伸びｅＬが１０％未満であると、表層に発生する微小な亀裂がそのまま進展して割れとなり易いため、この局部伸びｅＬは１０％以上とする。

また、最高荷重から破断に至るまでの破断位置の真応力の増加ΔσＬが５０ＭＰａ未満であると、表層に微視的なくびれが発生した時の加工硬化代が小さく、他の箇所に歪が伝播せずにその箇所でくびれが進行して亀裂に至るため、この増加ΔσＬは５０ＭＰａ以上とする。

なお、本発明におけるｅＬの測定は、ＪＩＳＺ２２０１に規定される５号試験片の平行部に予め１ｍｍピッチの目盛りを付与して引張試験を行い、破断後の試験片を突き合わせて破断位置を中心とする前後５目盛り間の長さを求め、それを５ｍｍで除して求めた伸び値から、引張試験の一様伸びの値を引くことにより求める。またΔσＬは、破断位置の幅と厚さを測定しその積で破断時の荷重を除して求めた破断時真応力と、最高荷重と一様伸びの値と試験片の元の断面積から計算して求められる最高荷重時真応力の差をとることにより求められる。

（ｉｉ）鋼組織
局部伸びが大きく、かつ局部変形中の加工硬化を大きくするため、鋼板の表層部５０μｍ厚の断面組織に占めるフェライトおよびベイナイトの割合を合計で５０面積％以上とするとともに、このフェライトおよびベイナイトに占める直径５ｎｍ以上５０ｎｍ以下の析出物が最近接粒子間距離５０ｎｍ以下で分布する領域の割合を７０％以上とする。

表層部におけるフェライトおよびベイナイト中の析出物が、最近接粒子間距離が５０ｎｍを超える分布状態では、効果的な加工硬化が得られない場合がある。これは、転位密度の高い局部変形域において、転位同士の絡まりの間隔よりもさらに密に析出物粒子が存在すると、転位の移動が粒子により妨げられる効果が大きく現れるためである、と推定される。

また、フェライトおよびベイナイトの中の一部の領域で最近接粒子間距離が５０ｎｍ以下の分布状態となっていても、その領域が７０％に満たないときは加工硬化が不十分となる場合がある。さらに、フェライトおよびベイナイトが析出物の最近接粒子間距離５０ｎｍ以下の分布状態を７０％以上の領域で有していても、そのフェライトおよびベイナイトの体積率が合計で５０面積％未満であると局部伸びが不十分となる場合がある。

析出物の種類は、様々な炭化物、酸化物、窒化物およびそれらの複合物が適用できるが、Ｔｉおよび／またはＮｂの、炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかを含むものであることが上述した析出物の析出状態を得るうえで好適である。

なお、本発明で規定する析出物の析出状態は、薄鋼板の表層部５０μｍ厚の領域で満足されていれば、この領域よりも内層部ではこの規定を満足されていなくとも、薄鋼板全体として本発明が目的とする特性を確保できるので、問題ない。これは、表層に発生する微視的なくびれが亀裂となって進展するという表層部の現象が、割れの発生に大きく寄与すると推測されるためである。

また、本発明において直径５ｎｍ以上５０ｎｍ以下の析出物について規定する理由は、直径５ｎｍ未満の極微細な析出物は転位に切断されてしまい、また、直径５０ｎｍ超の粗大な析出物は転位に容易に迂回されてしまい、ともに転位の妨げとはなり得ないので加工硬化に寄与しないからである。

（ｉｉｉ）化学組成
Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下
Ｃは、７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るために含有し、特に本発明ではＴｉ、Ｎｂと結合して微細析出物を形成する。Ｃ含有量が０．０５％未満では目的とする高強度を得ることが困難となり、またＣ含有量が０．２０％を超えると靱性や溶接性が低下するとともにフェライト量およびベイナイト量が不足して良好な延性を確保することが困難となる。このため、Ｃ含有量は０．０５％以上０．２０％以下とする。好ましくは０．０７％以上０．１８％以下である。

Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは、不純物として含有されるが、鋼板を高強度化するのに有効な成分でもあるので、目的とする強度を確保するために積極的に含有してもよい。しかし、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると表面性状が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．６％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。

Ｍｎ：１．５％以上３．５％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高めて高強度を得るのに非常に有効な元素であり、本発明においても７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るために１．５％以上含有されることが好ましい。しかし、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、マルテンサイトの生成量が多くなり、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が５０％に満たなくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１．５％以上３．５％以下とする。好ましくは２．０％以上３．０％以下である。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは、不純物として含有されるが、固溶強化により鋼板を高強度化するので、積極的に含有してもよい。その一方で、Ｐは靱性を劣化させる。よって、靭性の劣化の悪影響が顕著に表れない範囲として、Ｐ含有量は０．１％以下とする。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物として含有され、ＭｎＳを形成して局部伸びや曲げ性を劣化させる。よって、局部伸びや曲げ性劣化の悪影響が顕著に表れない範囲として、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００４％以下であり、より好ましくは０．００２％以下である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上２．０％以下
Ａｌは脱酸のため含有される。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満では脱酸が十分でなく、一方２．０％を超えて含有すると表面性状の劣化を招くので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上２．０％以下である。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として含有され、Ｎ含有量が過剰であると粗大な窒化物が形成されて曲げ性の劣化を招く。Ｎ含有量が０．０１％以下であればその影響が顕著に表れることはないため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。

Ｔｉ：０．３％以下および／又はＮｂ：０．２％以下
Ｔｉ、Ｎｂは、Ｃ、Ｎ等と結合あるいは、さらに複合化して微細析出物を形成する。しかし、Ｔｉを０．３％超えて含有させたり、あるいはＮｂを０．２％超えて含有させても、その含有量に見合うだけの効果が得られない。このため、Ｔｉ含有量の上限は０．３％とし、またＮｂ含有量の上限は０．２％とする。

０．０６０％≦Ｔｉ＋Ｎｂ×（４８／９３）≦０．３０％
Ｔｉ＋Ｎｂ×（４８／９３）が０．０６０％未満であると、局部変形中に十分な加工硬化が得られない場合がある。ＴｉやＮｂの析出物が少なく、局部変形中に高い加工硬化を確保するのに必要な析出状態が得られていないためと考えられる。一方、Ｔｉ＋Ｎｂ×（４８／９３）が０．３０％を超えてもＴｉおよび／またはＮｂの含有量に見合うだけの効果が得られない。したがって、Ｔｉ＋Ｎｂ×（４８／９３）の値は０．０６０％以上０．３０％以下とする。好ましくは０．０７５％以上０．１５％以下である。

Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上
これらの元素は、鋼板の強度を向上させる作用を有し、本発明では強度の確保のために必要に応じて含有される任意添加元素であり、１種を単独で、あるいは２種以上を複合して含有させてもよい。各元素の含有量が上記の範囲を超えると、強度の向上の効果が飽和してコストが嵩む。そこで、Ｃｒを含有する場合には１％以下とし、Ｍｏを含有する場合には１％以下とし、Ｖを含有する場合には１％以下とし、Ｃｕを含有する場合には１％以下とし、Ｎｉを含有する場合には１％以下とし、Ｂを含有する場合には０．００５％以下とする。

本実施の形態の薄鋼板は、以上説明した局部変形特性、鋼組織および化学組成を有する。次に、本発明に係る製造方法を説明する。

（ｉｖ）製造方法
熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の表面温度：１２６０℃以上１３５０℃以下
本発明では、上述した化学組成を有する鋼塊または鋼片の表面温度を１２６０℃以上１３５０℃以下として熱間圧延を施す。

この表面温度が１２６０℃未満であると、ＴｉやＮｂの析出物が粗大になり、上述した必要な析出物の分布を得られない場合がある。好ましくは１２９０℃以上である。一方、この表面温度が１３５０℃を超えると、スケールロスが極めて多くなる他、表面性状の劣化も著しくなる。なお、鋼塊または鋼片の表面温度が１２６０℃未満である場合には熱間圧延に供する際に加熱処理するが、連続鋳造後または分塊圧延後の高温状態にある鋼塊または鋼片を熱間圧延に供する場合であって１２６０℃以上の表面温度を確保して熱間圧延を開始できる場合には特段の加熱を施さなくともよい。また、熱間圧延の途中で１３５０℃を超えない範囲で加熱を施してもよく、本発明の効果が失われることはない。

熱間圧延
熱間圧延は、常法によって行えばよい。なお、熱間圧延の仕上温度がＡｒ_３点未満になると組織がバンド状になって薄鋼板の曲げ性に影響を及ぼすことが考えられるが、そもそもこのような低い温度では本発明が対象とする高強度鋼板の圧延自体が困難であるので、仕上温度を規定する必要はなく、圧延に支障の無い適切な仕上温度を選択すればよい。

巻取温度：４００℃以上６５０℃以下
巻取温度が４００℃未満であると、熱延鋼板の強度が著しく高くなり冷間圧延を行うことが困難になる。一方、巻取温度が６５０℃を超えると、粗大な析出物が生成して、上述した必要な析出物の分布を得られないことがある。このため、巻取温度は４００℃以上６５０℃以下と定める。

巻き取り後の熱延鋼板には、必要に応じて平坦矯正のためのスキンパス圧延を施し、スケール除去のための酸洗を施した後、冷間圧延を施してから焼鈍（連続焼鈍）を施す。

焼鈍
焼鈍では、加熱過程における６５０℃以上｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝の温度域の滞在時間を６０秒間以上とし、次いで｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝以上９００℃以下の温度域で２４０秒間以下保持する。

６５０℃以上｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝以下の温度域での滞在時間が６０秒間未満であると、必要な析出物の分布状態を得られない場合がある。この滞在時間の上限は、冶金的には特に限定する必要はないが、設備の長大化や加熱コストの増加を抑制する観点から５００秒間以下とすることが好ましい。

また、必要な変態相の量を確保して目的とする強度と曲げ性を得るために｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝以上の温度域に保持するが、この保持時間が２４０秒間を超えたり、保持温度が９００℃を超えたりすると、析出物（特にＴｉ、Ｎｂの炭化物、炭窒化物）が溶解してしまい、上述した必要な析出物の分布を得られない場合がある。なお、この保持時間が２０秒間未満ではフェライトの一部に歪みが残って強度−延性バランスが劣化する場合があるため、２０秒間以上とすることが好ましい。

冷却は、フェライトおよびベイナイトの割合が合計で５０面積％以上となるよう、３℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で４００℃まで冷却する。平均冷却速度が３℃／秒未満であると７８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難となり、一方５０℃／秒超であるとマルテンサイトの生成量が多くなり、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が５０％に満たなくなる場合がある。なお、４００℃未満の温度域における冷却条件は特に規定する必要はないが、長大な設備や特別な急冷装置が要しないように、４００℃から５０℃以下の温度域へ５０〜１０００秒間で冷却するのが好ましい。

この焼鈍後に、必要に応じてさらに平坦矯正のため伸び率４％以下の調質圧延を行ってもよい。
さらに、本発明に係る薄鋼板の表面に、電気亜鉛めっきや溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきといった各種の亜鉛系めっき等の表面処理を施しても何ら問題はない。めっきの方法は常法によればよい。

このようにして製造される本実施の形態によれば、良好な曲げ性を有することから、例えば自動車用鋼板等に使用するのに好適な引張強度が７８０ＭＰａ以上の薄鋼板を、確実に提供することができる。

本発明を、実施例を参照しながら、さらに具体的に説明する。
表１に示す１８種の連続鋳造スラブを加熱して表２に示す表面温度として、仕上温度９００℃で熱間圧延を行って板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とし、その後冷却して表２に示す巻取温度で巻き取った。

この熱延鋼板に、平坦矯正のためのスキンパス圧延を施し、スケール除去のための酸洗を施してから、１．６ｍｍまで冷間圧延を行い、その後に連続焼鈍を施した。
一部の供試材には、さらに片面当り３５ｇ／ｍ^２の付着量で電気亜鉛めっき、または溶融亜鉛めっきを行った。溶融亜鉛めっき鋼板のさらに一部には４７０℃以上５５０℃以下で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。

また、冷延鋼板と電気亜鉛めっき鋼板については連続焼鈍後に、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板についてはめっき後に、伸び率０．２％のスキンパス圧延を施した。このようにして、表１に示す化学成分を含有する供試材Ｎｏ．１〜１８の薄鋼板を得た。

得られた供試材Ｎｏ．１〜１８から、圧延直角方向にＪＩＳ５号試験片および曲げ試験片を採取し、引張試験および曲げ試験を行った。なお、曲げ試験はＪＩＳ法にしたがって行い、「亀裂が発生しない限界曲げ半径×板厚」により評価した。曲げ性は、７８０ＭＰａ級では「亀裂が発生しない限界曲げ半径」が０であれば良好とし、また９８０ＭＰａ級では「亀裂が発生しない限界曲げ半径」が０．５×板厚であれば良好とした。

さらに、走査型電子顕微鏡を用いて鋼板の鋼組織を観察するとともに、透過型電子顕微鏡を用いてレプリカ法で析出物の観察を行った。析出物の分布の測定は、１μｍ四方の任意の１０視野について観察を行い、その平均値を求めた。

表２に、供試材Ｎｏ．１〜１８の製造条件および試験結果をまとめて示す。

表２における供試材Ｎｏ．１〜９は、本発明で規定する条件を全て満足する本発明例である。供試材Ｎｏ．１〜９の薄鋼板は、引張強度７８０ＭＰａ以上であって優れた曲げ性を有することから、例えば自動車用鋼板等に使用するのに好適である。

これに対し、供試材Ｎｏ．１０〜１８は、本発明で規定する条件のいずれかを満足しない比較例である。
供試材Ｎｏ．１０は、Ｃ含有量及びＭｎ含有量がいずれも本発明で規定する好適範囲の下限を下回るため、引張強度が６２３ＭＰａと低く、所望の高強度を得られなかった。

供試材Ｎｏ．１１は、Ｍｎ含有量が本発明で規定する好適範囲の下限を下回るため、フェライトおよびベイナイトの体積率が好適範囲の下限を下回り、これにより局部伸びｅＬが７％と本発明で規定する範囲の下限を下回り、曲げ性が不芳であった。

供試材Ｎｏ．１２は、Ｓ含有量及びＮ含有量がいずれも本発明で規定する好適範囲の上限を上回るため、局部伸びｅＬが８％と本発明で規定する範囲の下限を下回り、曲げ性が不芳であった。

供試材Ｎｏ．１３は、Ｔｉ＋Ｎｂ×（４８／９３）の値が０．０５２％であって本発明で規定する好適範囲の下限を下回るため、最近接粒子間距離が５０ｎｍ以下の面積率が３５％となり本発明で規定する好適範囲を下回るとともに、ΔσＬが４３ＭＰａとなり本発明で規定する範囲の下限を下回り、曲げ性が不芳であった。

供試材Ｎｏ．１４は、スラブの表面温度が本発明で規定する好適範囲の下限を下回るため、最近接析出物距離が５０ｎｍ以下の面積率が４４％となり本発明で規定する好適範囲を下回るとともに、ΔσＬが３８ＭＰａと本発明で規定する範囲の下限を下回り、曲げ性が不芳であった。

供試材Ｎｏ．１５は、熱間圧延後の巻取温度が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、最近接析出物距離が５０ｎｍ以下の面積率が５５％となり本発明で規定する好適範囲を下回るとともに、ΔσＬが３０ＭＰａと本発明で規定する範囲の下限を下回り、曲げ性が不芳であった。

供試材Ｎｏ．１６は、平均冷却速度が２℃／秒であって本発明で規定する好適範囲の下限を下回るため、引張強度が６５３ＭＰａと低く、所望の高強度を得られなかった。
供試材Ｎｏ．１７は、加熱過程における６５０℃以上｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝の温度域の滞在時間が５０秒であって本発明で規定する好適範囲の下限を下回るため、最近接析出物距離が５０ｎｍ以下の面積率が５８％となり本発明で規定する好適範囲を下回るとともに、ΔσＬが３４ＭＰａとなって本発明で規定する範囲の下限を下回り、曲げ性が不芳であった。

さらに、供試材Ｎｏ．１８は、｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝以上９００℃以下の温度域での保持時間が本発明で規定する好適範囲の上限を上回るため、最近接析出物距離が５０ｎｍ以下の面積率が６５％となって本発明で規定する好適範囲を下回るとともにΔσＬが２８ＭＰａとなって本発明で規定する範囲の下限を下回り、曲げ性が不芳であった。

これらの結果より、本発明で規定する条件を全て満足することにより、良好な曲げ性を有することから、例えば自動車用鋼板等に使用するのに好適な引張強度が７８０ＭＰａ以上の薄鋼板を、確実に提供することができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜２．０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、さらにＴｉ：０．３％以下および／またはＮｂ：０．２％以下を、下記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、引張試験における最高荷重から破断に至るまでの破断位置を中心とした標点間距離５ｍｍの局部伸びｅＬが１０％以上であり、かつ、最高荷重から破断に至るまでの破断位置の真応力の増加量ΔσＬが５０ＭＰａ以上であることを特徴とする引張強度が７８０ＭＰａ以上の薄鋼板。
０．０６０≦Ｔｉ＋Ｎｂ×（４８／９３）≦０．３０・・・・・・・（１）
ただし、式（１）におけるＴｉおよびＮｂは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
表層部５０μｍ厚の断面組織に占めるフェライトおよびベイナイトの割合が合計で５０面積％以上であり、前記フェライトおよびベイナイトに占める直径５〜５０ｎｍの析出物が最近接粒子間距離５０ｎｍ以下で分布する領域の割合が７０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の薄鋼板。
前記析出物がＴｉおよび／またはＮｂの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかを含有するものであることを特徴とする請求項２に記載の薄鋼板。
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれた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から請求項３までのいずれか１項に記載の薄鋼板。
表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の薄鋼板。
請求項１または請求項４に記載の化学組成を有するとともに表面温度を１２６０〜１３５０℃とした鋼塊または鋼片に熱間圧延を施し、４００〜６５０℃で巻き取って熱延鋼板とし、該熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とし、該冷延鋼板に、６５０℃〜｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝の温度域での滞在時間が６０秒間以上となるように加熱し、次いで｛（Ａｃ_１点＋Ａｃ_３点）／２｝〜９００℃の温度域に２４０秒間以下保持し、そして３〜５０℃／秒の平均冷却速度で４００℃まで冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
請求項６に記載の製造方法により製造される薄鋼板にめっき処理を施すことを特徴とする薄鋼板の製造方法。