JP5206349B2 - 鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法に関し、具体的には、自動車補強部材や自動車シート部材などの素材として好適な高強度鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。

自動車産業においては、安全性向上と燃費節減につながる軽量化とを達成するため、加工性に優れる高強度鋼板がますます注目されるようになってきた。近年では、高強度鋼板の適用部位が拡大し、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板に対しても、極めて高いレベルの曲げ性が要求される場合が多い。特に、自動車のシートレール部品のように曲げ半径の小さい加工部を備える部材に対しては、従来以上の厳しい曲げ性とさらなる高強度が要求される。

高強度鋼板の曲げ性の改善については、従来、鋼組織の制御というアプローチがとられ、特許文献１に記載されているように、低温変態生成相の硬さを低下させ、フェライト相との硬度差を小さくすることが良いとされている。一方、特許文献２や特許文献３に記載されているように、フェライトの結晶粒を超微細化させると、曲げ性と同様に局部変形能が必要な伸びフランジ性と高強度化が両立できるとされている。

しかしながら、高強度化を目的として、Ｍｎを多量に含有する高強度鋼板の場合、凝固偏析によって局所的な化学組成の変動が生じ、その変動に対応した不均一組織が形成される。したがって、特許文献１により開示された技術では、鋼板全体でフェライト相、低温変態相の硬さそのものを精緻に制御することは極めて困難であるだけでなく、局所的な化学組成の変動に対応した不均一組織によって、図１に示すように、加工部の表面に目視でも観察されるような顕著な凹凸が出現し、その凹凸が不均一変形を助長して割れを誘発し、曲げ性そのものを劣化させる。また、割れに至らない場合であっても、加工部に凹凸が存在すると、部品としての衝突特性が劣化する。また、凝固偏析によって、変態現象が局所的に変化し、結晶粒径も不均一となるので、特許文献２や特許文献３により開示された技術でも、曲げ性を改善することができない。とりわけ、これらの文献に記載された技術では、鋼中に凝固偏析しやすいＭｎやＮｉを多量に含有させているので、上述のように曲げ性や部品としての衝突性に劣ることが容易に予想される。

組織均一化の点から、単相組織という究極的なアプローチがあり、特許文献４には、究極の均一組織であるマルテンサイト単相組織にすることによって、曲げ性を向上させることができると記載されている。しかしながら、特許文献４により開示された技術のように、鋼組織をマルテンサイト単相にしたのでは、鋼板の平坦性が損なわれ、部品精度が必要な自動車部品として適用することが困難になる。

また、特許文献５には、フェライト単相組織にすることによって、曲げ性と同様に局部変形能が必要な穴拡げ性と高強度化を両立できると記載されている。しかしながら、特許文献５により開示された技術では、表面粗度と板厚精度を向上させる冷間圧延の工程が必要な高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するプロセスに適用した場合、多量の炭窒化物形成元素を添加することにより、再結晶温度の上昇が起こり、Ａｃ_３以上の高温焼鈍が必要となり、析出物の粗大化が進み、高強度化できないという問題がある。また、結晶粒径も不均一となり、曲げ性を改善することができない。

したがって、曲げ性と高強度化を両立させるためには、高強度化のためにＭｎを多量に含有しても均一組織が得られるといったように一見相反することを両立させなければならない。不均一組織の起源である凝固偏析そのものを拡散によって解消するアプローチがある。特許文献６には、鋼材を１２５０℃以上の高温に１０時間以上の長時間保持する溶質化処理によって、偏析が低減され、鋼材が均質化されると記載されている。しかしながら、特許文献６により開示された技術だけでは、凝固偏析が完全に消滅することはないので、残存した偏析によって不均一組織が形成され、加工部の凹凸を除去できず、曲げ性が十分でない。

さらに、特許文献７や特許文献８には、スラブの厚みｔ_ｓの（１／４）ｔ_ｓの位置における平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上として液相線温度から固相線温度まで冷却する連続鋳造条件を適用することによって、偏析が低減され、鋼材が均質化されると記載されている。しかしながら、特許文献７や特許文献８により開示された技術は、所望の冷却速度は達成するために、スラブの厚みが３０〜７０ｍｍの薄スラブ連続鋳造方法の適用を必要とするので、スラブ厚みが２００〜３００ｍｍの通常の薄鋼板用連続鋳造の設備で製造できない。
特開昭６２−１３５３３号公報 特開２００４−２１１１２６号公報 特開２００４−２５０７７４号公報 特開２００２−１６１３３６号公報 特開２００２−３２２５３９号公報 特開平４−１９１３２２号公報 特開２００７−７０６４９号公報 特開２００７−７０６５９号公報

本発明は、上述したように従来の技術では製造することが困難であった、引張強度が５９０ＭＰａ以上で曲げ性に優れる鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。本発明において「曲げ性に優れる」とは、１８０゜曲げ試験の最小曲げ半径が１．０ｔ以下であって、目視レベルで加工後の表面に凹凸が出現しないことを意味する。したがって、特に断りがない限り、本明細書における曲げ性はそのような物性、実部材の観察によって評価される。なお、厳しい曲げ性が要求されるシートレール部品に適用するには、１８０゜曲げ試験の最小曲げ半径が０．５ｔ以下であって、目視レベルで加工後の表面に凹凸が出現しないことが好ましい。さらに、部品のさらなる軽量化に寄与するためには、引張強度が９８０ＭＰａ以上、１８０゜曲げ試験の最小曲げ半径が０．５ｔ以下であって、目視レベルで加工後の表面に凹凸が出現しないことがさらに好ましい。

本発明は、高強度鋼板において、従来の技術では困難であった、凝固偏析に起因する不均一組織の生成を抑制できるように、化学組成および製造条件を見直して最適化することによって所望のＭｎ濃度分布とすることができ、これにより、均一な組織とすることができ、引張強度が５９０ＭＰａ以上の曲げ性に優れる高強度鋼板を製造することができるという知見に基づくものである。

本発明は、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下（以下、特に断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：０．００５％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．２％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．０００１％以上０．０５％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５％以下およびＮｂ：０．５％以下の１種または２種を下記（１）式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板表面から板厚の（１／２０）深さ位置において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の圧延方向に対して直角方向における平均間隔が３００μｍ以下であることを特徴とする鋼板である。

[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２≧０．０５ ・・・・・・・（１）
ここで、式中の［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、鋼中のＴｉおよびＮｂの含有量（単位：質量％）を示す。

この本発明に係る鋼板では、化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％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が好ましい。

これらの本発明に係る鋼板では、化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％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が好ましい。

これらの本発明に係る鋼板では、化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０．０１％以下を含有することが好ましい。
別の観点からは、本発明は、上述した本発明に係る鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とする表面処理鋼板である。

別の観点からは、本発明は、下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする鋼板の製造方法である。
（Ａ）上述した本発明に係る鋼板の化学組成を有する溶鋼を、表面から１０ｍｍ深さ位置における凝固速度を１００℃／ｍｉｎ以上１０００℃／ｍｉｎ以下として２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下の厚さのスラブに鋳造する連続鋳造工程；
（Ｂ）連続鋳造工程により得られたスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする熱間圧延工程および冷間圧延工程；ならびに
（Ｃ）冷延鋼板に、再結晶焼鈍を施す連続焼鈍工程。

さらに別の観点からは、本発明は、上述した本発明に係る製造方法により得られた鋼板の表面にめっき層を形成するめっき処理を施すことを特徴とする表面処理鋼板の製造方法である。

本発明により、５９０ＭＰａ以上の強度を有し、曲げ性に優れる高強度鋼板を得ることができる。本発明にかかる鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。

以下、本発明を実施するための最良の形態を説明する。
はじめに、本発明にかかる鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。

（Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下）
Ｃは、強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を５９０ＭＰａ以上にするために、０．０３％以上含有させる。しかし、０．２０％を超えてＣを含有させると溶接性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以上０．２０％以下とする。なお、Ｃ含有量は好ましくは０．０５％以上であり、このようにすることにより引張強度を９８０ＭＰａ以上にすることが容易になる。

（Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下）
Ｓｉは、曲げ性をさほど劣化させることなく強度向上に寄与する元素であり、本発明では０．００５％以上含有させる。ただし、２．０％を超えてＳｉを含有させると、非めっき鋼板の場合には化成処理性が、溶融亜鉛めっき鋼板の場合にはめっきの濡れ性、合金化処理性及びめっき密着性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、０．００５％以上２．０％以下とする。なお、０．７％を超えてＳｉを含有すると、鋼板表面にＳｉを含む酸化物が形成され、表面性状が劣化する場合がある。このため、Ｓｉ含有量は好ましくは０．７％以下である。また、冷延鋼板を製造する場合に比して製造プロセスの制約上強度向上が容易ではない溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合において、０．４％以上のＳｉを含有させると、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保することが容易になる。このため、Ｓｉ含有量は０．４％以上とすることが好ましい。

（Ｍｎ：１．２％以上３．５％以下）
Ｍｎは、強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を５９０ＭＰａ以上にするために１．２％以上含有させる。ただし、３．５％を超えてＭｎを含有させると、転炉における鋼の溶解や精錬が困難になるだけでなく、溶接性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は１．２％以上３．５％以下とする。ここで、Ｍｎは不均一組織を助長する元素であるが、後述するように、Ｂｉを含有させることによって、このようなＭｎの悪影響が緩和され、組織が均一となり、曲げ性の劣化が抑制されて、強度向上が達成される。なお、引張強度を９８０ＭＰａ以上にするには、Ｍｎを１．８％以上含有させることが好ましい。

（Ｐ：０．１％以下）
Ｐは、一般には不可避的に含有される不純物であるが、固溶強化元素でもあり鋼板の強化に有効であるので、積極的に含有させてもかまわない。しかしながら、Ｐ含有量が０．１％超となると溶接性が劣化する。このため、Ｐ含有量は０．１％以下とする。より確実に鋼板を強化するには、Ｐ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。

（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、曲げ性及び溶接性の観点からは低いほど好ましい。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。さらに好ましくは０．００３％以下である。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸させるために添加される元素であり、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させるのに有効に作用する元素でもあるので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。ただし、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％を超えると、溶接性が劣化するとともに、酸化物系介在物が増加するために表面性状が劣化する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上１．０％以下とする。なお、好ましくは０．０２％以上０．２％以下である。

（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、曲げ性の観点からは低いほど好ましい。そのため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。

（Ｂｉ：０．０００１％以上０．０５％以下）
Ｂｉは、本発明において重要な元素であり、その含有によって、凝固組織が微細化し、Ｍｎを多量に含有させても、組織が均一となり、曲げ性の劣化が抑制される。したがって、所望の曲げ性を確保するために、Ｂｉを０．０００１％以上含有させる。ただし、０．０５％を超えてＢｉを含有させると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難になる。このため、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上０．０５％以下とする。なお、曲げ性をさらに向上させるには、Ｂｉを０．００１０％以上含有させることが好ましい。

(Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、 [Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２≧０．０５％)
ＴｉとＮｂは、本発明において重要な元素であり、曲げ性を劣化させることなく、強度向上に寄与する元素である。そのため、ＴｉとＮｂの一方または両方を含有させる。

結晶粒微細化により曲げ性を向上させるために、([Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２)の値が０．０５％以上となるように、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有させる。ここで、[Ｔｉ]と[Ｎｂ]はそれぞれＴｉとＮｂの含有量（質量％）を示す。ただし、それぞれ０．５％を超えて含有すると、ＴｉやＮｂを含む介在物が増加するために表面性状が劣化する。このため、Ｔｉ含有量とＮｂ含有量はそれぞれ０．５％以下とし、さらに[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２≧０．０５となる範囲とする。

（Ｖ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。連続焼鈍の冷却停止温度を３００℃以上４２０℃以下にして冷延鋼板を製造する場合や、冷延鋼板を製造する場合に比して製造プロセスの制約上強度向上が容易ではない溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合において、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するには、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上を含有させることが有効である。上記効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０．０１％以上含有させることが好ましい。ただし、それぞれ１％を超えてＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉを含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるだけでなく、熱延板が硬質となって冷間圧延が困難となる。このため、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上を上記の量で含有することが好ましい。

（Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒは、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、曲げ性をさらに向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、過剰に含有させると表面性状を劣化させるため、それぞれの元素の含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。上記効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０．００１％以上含有させることが好ましい。

（Ｂ：０．０１％以下）
Ｂは、曲げ性向上に寄与するだけでなく、冷延鋼板を製造する場合に比して製造プロセスの制約上強度向上が容易ではない溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合において、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するのに有効であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。ただし、０．０１％を超えてＢを含有すると、熱延板が硬質となって冷間圧延が困難となる。このため、Ｂ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。上記効果をより確実に得るには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。

上記した成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。
次に、本発明に係る鋼板のＭｎ分布の限定理由について説明する。

（Ｍｎ濃化部の板幅方向の平均間隔：３００μｍ以下）
鋼板のＭｎ分布は、鋼板表面から板厚の（１／２０）深さ位置において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の圧延方向に対して直角方向、すなわち板幅方向における平均間隔を３００μｍ以下とする。Ｍｎ濃化部の板幅方向の平均間隔を３００μｍ以下とすることにより、凝固偏析が解消され、均一組織が得られ、曲げ加工部に凹凸が発生しにくくなり、曲げ性が向上する。また、Ｍｎ濃化部の板幅方向の平均間隔を３００μｍ以下とすることは、換言すると、熱間圧延に供するスラブにおいて不均一組織のもととなる、スラブ表面からスラブ厚の（１／２０）深さ位置におけるデンドライト一次アーム間隔を３００μｍ以下とすることである。通常の連続鋳造方法で、上記一次アーム間隔を３００μｍ以下とするには、Ｂｉを含有させ、スラブ表面から１０ｍｍ深さ位置における凝固速度を１００℃／ｍｉｎ以上とすることが有効である。

なお、鋼板表面から板厚の（１／２０）深さ位置において、定常部のＭｎ濃度（Ｍｎ_ｓｔ）とＭｎ濃化部のＭｎ濃度（Ｍｎ_ｃｏ）から算出されるＭｎ偏析比（Ｍｎ_ｃｏ／Ｍｎ_ｓｔ）を１．２０以下とすることが好ましい。Ｍｎ偏析比を１．２０以下とすることにより、より均一な組織となり、曲げ加工部における凹凸がさらに発生しにくくなり、一層曲げ性が向上する。Ｍｎ偏析比を１．２０以下とするには、後述するように、均質化処理を所定の時間施すことが有効である。

（めっき層）
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。また、溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。

次に、本発明に係る鋼板の好適な製造方法について説明する。
［連続鋳造工程］
上述した化学組成の溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、スラブ表面から１０ｍｍ深さ位置における凝固速度を１００℃／ｍｉｎ以上１０００℃／ｍｉｎ以下として２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下の厚さのスラブに連続鋳造する。

（凝固速度：１００℃／ｍｉｎ以上１０００℃／ｍｉｎ以下）
連続鋳造工程におけるスラブ表面から１０ｍｍ深さ位置における凝固速度は１００℃／ｍｉｎ以上１０００℃／ｍｉｎ以下とする。この凝固速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、スラブ表面からスラブ厚の（１／２０）深さ位置におけるデンドライト一次アーム間隔を３００μｍ以下とすることが困難となり、鋼板の曲げ性を改善することができない場合がある。一方、凝固速度が１０００℃／ｍｉｎ超では、スラブの表面割れを誘発する場合がある。

（スラブ厚：２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下）
スラブ厚は２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下とする。スラブ厚が２００ｍｍ未満では、後述する熱間圧延および冷間圧延における総圧下率を９９．０％以上とすることが困難となる。一方、スラブ厚が３００ｍｍ超では、鋼板表面から板厚の（１／２０）深さ位置において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の圧延方向に対して直角方向における平均間隔を３００μｍ以下とすることが困難となる。

［熱間圧延工程および冷間圧延工程］
上記連続鋳造工程により得られたスラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、さらにこの熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。

好ましくは、この連続鋳造工程により得られたスラブに、１２００℃以上１３５０℃以下の温度域に２０分間以上保持する均質化処理を施し、次いで、仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４００℃以上７５０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とし、この熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とし、熱間圧延および冷間圧延における総圧下率を９９．０％以上とすることである。

（均質化処理温度：１２００℃以上１３５０℃以下、均質化処理時間：２０分間以上）
熱間圧延に供するスラブには、１２００℃以上１３５０℃以下の温度域に２０分間以上保持する均質化処理を施すことが好ましい。熱間圧延に供するスラブを１２００℃以上の温度域に２０分間以上保持することにより、Ｍｎの偏析に起因する不均一組織がさらに解消され、さらに曲げ性を向上させることができる。なお、均質化処理温度は１３５０℃以下とすることが、スケールロスの抑制、加熱炉損傷の防止および生産性の向上といった観点から好ましい。

均質化処理時間は１．０時間以上３時間以下とすることがさらに好ましい。均質化時間を１．０時間以上とすることにより、Ｍｎ偏析比を１．２０以下とすることができ、鋼板の曲げ性をより一層向上させることができる。一方、均質化処理時間を３時間以下とすることにより、スケールロスが抑制され、生産性を向上させることができ、製造コストの低減に繋がる。

（仕上温度：８００℃以上９５０℃以下）
仕上温度は８００℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。仕上温度を８００℃以上とすることにより、熱間圧延時の変形抵抗が小さくなり、操業をより容易に行うことができる。また、仕上温度を９５０℃以下とすることにより、スケールによる疵をより確実に抑制することができ、良好な表面性状を確保することができる。

（巻取温度：４００℃以上７５０℃以下）
巻取温度は４００℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。巻取温度を４００℃以上とすることにより、硬質なベイナイトやマルテンサイトの生成が抑制され、その後の冷間圧延が容易になる。また、巻取温度を７５０℃以下とすることにより、鋼板表面の酸化が抑制され、良好な表面性状を確保することができる。

なお、熱間圧延工程においては、粗圧延後仕上圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により粗バー全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。

（熱間圧延および冷間圧延における総圧下率：９９．０％以上）
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板は、通常は酸洗等の常法により脱スケール処理が施され、その後に冷間圧延が施されて冷延鋼板とされる。このときの熱間圧延および冷間圧延における総圧下率を９９．０％以上とすることが好ましい。ここで、総圧下率は次式で算出される。

総圧下率（％）＝｛１−（冷延鋼板の板厚）／（熱間圧延に供するスラブの板厚）｝×１００
曲げ加工後に発生する表面凹凸は、圧延方向に展伸したＭｎ濃度の板幅方向の変動だけでなく、Ｍｎ濃化部の板厚方向の厚みにも影響される。したがって、Ｍｎ濃化帯の厚みを減ずることによって、加工後の表面凹凸をより確実に抑制することができ、その結果曲げ性が改善される。このような効果を得るには、上記総圧下率を９９．０％以上とすることが有効である。

なお、連続焼鈍後の鋼板の組織を均一にするには、冷間圧延の圧下率は３０％以上とすることが好ましい。また、酸洗の前もしくは後に、圧下率５％以下の軽度の圧延を施して形状を修正すると平坦確保の観点から好ましい。また、このような軽度の圧延を酸洗の前に施すと、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、溶融めっき鋼板の場合にはめっき密着性、冷延鋼板の場合には表面性状を向上させることができる。
［連続焼鈍工程］
上記熱間圧延工程および冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に連続焼鈍を施す。

この際の焼鈍温度はＡｃ_３点以上９５０℃以下とすることが好ましい。生産性の点からは、再結晶焼鈍温度までの昇温速度を１℃／ｓ以上とすることが好ましい。

（焼鈍温度：Ａｃ_３点以上９５０℃以下）
焼鈍温度は、下記（２）式で規定されるＡｃ_３点以上９５０℃以下とすることが好ましい。焼鈍温度をＡｃ_３点以上とすることにより、未再結晶の残存が抑制され、均一な組織を確実に得ることができ、さらに曲げ性を向上させることができる。また、焼鈍温度を９５０℃以下とすることにより、焼鈍炉の損傷を抑制して、生産性を向上させることができる。
Ａｃ_３点（℃）＝９１０−２０３√[Ｃ]−１５．２[Ｎｉ]＋４４．７[Ｓｉ]＋１０４[Ｖ]＋３１．５[Ｍｏ]−３０[Ｍｎ]−１１[Ｃｒ]−２０[Ｃｕ]＋７００[Ｐ]＋４００[Ａｌ]＋４００[Ｔｉ] ・・・・・・・（２）
ここで、式中の括弧記号［ ］は、鋼中における括弧内の元素の含有量（単位：質量％）を示す。

なお、未再結晶を完全に除去し、良好な曲げ性を安定して確保するには、焼鈍時間を１０秒間以上とすることが好ましい。また、生産性の観点からは、焼鈍時間を３００秒間以内とすることが好ましい。

焼鈍後の冷却については、コスト高に繋がる合金元素添加を抑制しつつ５９０ＭＰａ以上の高い引張強度を確保するために、６５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることが好ましい。

また、焼鈍後の鋼板の平坦性を高めるために、冷却停止温度を２００℃以上とし、２００℃以上５５０℃以下の温度域で１５０秒間以上保持することが好ましい。冷却停止温度を３００℃以上４２０℃以下とし、その温度で１５０秒間以上保持する場合には、鋼板の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難となるので、このような場合には、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上を含有させることが好ましい。

また、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す場合は、比較的高温のめっき浴に浸漬し、浸漬後に、合金化処理による再加熱を施すことがあるので、鋼板の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることが困難となる。したがって、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す場合で、かつ鋼板の引張強度を９８０ＭＰａ以上とするには、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上を含有させたり、または、Ｂを含有させたりすることが好ましい。

また、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す場合には、冷却停止温度を４６０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。冷却停止温度が４６０℃未満では、めっき浴浸入時の抜熱が大きく、操業が困難となる場合がある。また、冷却停止温度を６００℃超としても操業が困難になる。

なお、溶融亜鉛めっきは常法で行えばよく、例えば、４１０℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴に浸漬すればよい。溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後に合金化処理を施してもよい。合金化処理を施す場合には、合金化処理温度を４６０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。合金化処理温度が４６０℃未満では、合金化未処理が発生し、鋼板の表面性状が劣化しやすくなる。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、パウダリングが発生しやすくなる。

なお、焼鈍後の調質圧延は伸び率０．０５％以上１％以下で行うことが好ましい。調質圧延によって降伏点伸びの発生を抑制するとともに、プレス時の焼付けやかじりを防止することができる。

上述した製造方法により、鋼板表面から板厚の（１／２０）深さ位置において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が３００μｍ以下である鋼板を容易に製造することができる。

このようにして、本発明に係る鋼板が製造される。本発明に係る鋼板は、５９０ＭＰａ以上の強度を有し、かつ曲げ性に優れるので、各種の産業分野、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。

さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、スラブ表面から１０ｍｍ深さ位置における凝固速度が表２に示す条件となるようにして連続鋳造し、厚みが２４５ｍｍのスラブを作製した。

さらに、表２に示す条件にて熱間圧延を施し、その後酸洗を施し、さらに表２に示す条件にて冷間圧延を施し、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板とした。

得られた冷延鋼板から熱処理用試験材を採取し、表３に示すように連続焼鈍設備または連続溶融亜鉛めっき設備におけるヒートパターンに相当する熱処理を施した。各種製造条件で得られた冷延鋼板に対して、ＥＰＭＡ分析によりＭｎ分布を調査した。また、引張試験や、曲げ稜線が圧延方向となるような曲げ試験を実施し、機械特性を評価した。また、曲げ変形後の外観は、曲げ半径が１．０ｔ（＝１．２ｍｍ）となるような成形後に、目視にて凹凸の有無を確認した。曲げ半径が１．０ｔの外観が良好な場合には、さらに曲げ半径が０．５ｔ（＝０．６ｍｍ）となるような成形を行い、その後目視にて凹凸の有無を確認した。

（実験方法）
（平均凝固速度）
得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表皮より内部に１０ｍｍの位置において、５箇所のデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、下記式に基づいて、その値からスラブの液相線温度〜固相線温度内の冷却速度Ａ（℃／ｍｉｎ）を算出した。

λ＝７１０×Ａ^{−０．３９}
（ＥＰＭＡ分析）
各種冷延鋼板の圧延面を研削およびバフ研磨し、表面から板厚の（１／２０）深さ位置の分析面を現出させた分析用サンプルを作製し、ＥＰＭＡでＭｎ分布を調査した。ビーム径を１０μｍとし、圧延方向に５００μｍ、圧延方向に対して直角方向に総計８ｍｍの領域を測定し、５００μｍ幅で平均された圧延方向に対して直角方向のＭｎ濃度分布を解析した。得られたＭｎ濃度分布より、極大値をＭｎ濃化部とし、極小値を定常部とし、Ｍｎ濃化部の平均間隔とＭｎ偏析比を算出した。

（引張試験）
各種冷延鋼板から、圧延方向に対して直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）を測定した。
（曲げ試験）
各種冷延鋼板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に対して直角方向が長手方向となる曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取した。２．４ｍｍの鋼板を挟んだ１８０゜曲げ試験を実施し、割れの有無を目視にて確認した。割れが無い試験片に対して、前回より１．２ｍｍだけ薄い１．２ｍｍの鋼板を挟んだ１８０゜曲げ試験を実施し、同様に割れの有無を確認した。割れが無い場合、さらに、鋼板を挟まない密着曲げを行い、同様に割れの有無を確認した。

試験後に割れが認められない鋼板の板厚を曲げ試験片の板厚の２倍（２．４ｍｍ）で割ることにより、板厚（ｔ）で規格した最小曲げ半径（表４にＲｍｉｎと表示）を算出した。

（曲げ変形後の表面性状）
各種冷延鋼板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に対して直角方向が長手方向となる曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ６０ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取した。最小曲げ半径が１．０ｔ以下の場合、先端に１．２ｍｍの半径を持つ９０゜のポンチで押し込み、曲げ試験を実施し、表面の凹凸の有無を目視にて確認した。凹凸が有るものを不良、無いものを良好とした。その外観が良好であり、最小曲げ半径が０．５ｔ以下の場合、先端に０．６ｍｍの半径を持つ９０゜のポンチで押し込み、曲げ試験を実施し、表面の凹凸の有無を目視にて確認した。凹凸が無いものを良好とした。
（試験結果の説明）
これらの結果を表４に示す。

表４における供試材Ｎｏ．２〜５、９〜１２、１４、１５および１７〜２５は、本発明の条件を全て満足する本発明例の鋼板であり、供試材Ｎｏ．１、６〜８、１３および１６は本発明の条件の少なくとも一つを満足しない比較例の鋼板である。

供試材Ｎｏ．２〜５、９〜１２、１４、１５および１７〜２５の本発明例の鋼板は、鋼板表面から板厚の（１／２０）深さ位置において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の圧延方向に対して直角方向における平均間隔が３００μｍ以下であり、かつ引張強度が５９０ＭＰａ以上の曲げ性に優れた高強度鋼板である。

これに対し、供試材Ｎｏ．１は、[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２の値が本発明で規定する下限値を下回っていたため、曲げ性が悪く、曲げ変形後に割れが発生した。
供試材Ｎｏ．６は、連続鋳造工程における、表面から１０ｍｍ深さ位置における凝固速度が本発明で規定する下限値を下回っていたため、上記平均間隔が３００μｍ超となり、曲げ性が悪く、曲げ変形後の表面性状が不良となった。

供試材Ｎｏ．７はＣ含有量が、供試材Ｎｏ．１３はＭｎ含有量が、いずれも本発明で規定する下限値を下回っていたため、所望の引張強度が得られなかった。
さらに、比較例の供試材Ｎｏ．８および１６は、Ｂｉを含有しないため、上記平均間隔が３００μｍ超となり、曲げ性が悪く、曲げ変形後の表面性状が不良となった。

本発明例の鋼板うち、Ｂｉの含有量が上述した好ましい範囲である０．００１０％以上０．０５％以下にあり、均質化処理温度および均質化処理時間が上述した好ましい範囲である１２００℃以上１３５０℃以下の温度域に１．０時間以上３時間以下にあり、Ｍｎ偏析比が１．２０以下である鋼板２、３、９、１０、１２、１４、１５、１７、１８、１９、２０、２２、２３、２４、２５は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であって、さらに曲げ性に優れた好ましい鋼板である。

さらに曲げ性に優れたこれらの好ましい鋼板のうち、化学組成と製造方法が好ましい範囲にある鋼板３、１５、１７、１８、２０、２２、２３、２５は引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、さらに曲げ性に優れた好ましい鋼板である。

曲げ変形後の表面性状を示す説明図である。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ｍｎ：１．２〜３．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．０００１〜０．０５％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５％以下およびＮｂ：０．５％以下の１種または２種を下記（１）式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板表面から板厚の（１／２０）深さ位置において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の圧延方向に対して直角方向における平均間隔が３００μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
   [Ｔｉ]＋[Ｎｂ]／２≧０．０５ ・・・・・・・（１）
   ここで、式中の［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、鋼中のＴｉおよびＮｂの含有量（単位：質量％）を示す。
2. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％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、請求項１に記載の鋼板。
3. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％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、請求項１または請求項２に記載の鋼板。
4. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１％以下を含有する、請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の鋼板。
5. 請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とする表面処理鋼板。
6. 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の化学組成を有する溶鋼を、表面から１０ｍｍ深さ位置における凝固速度を１００〜１０００℃／ｍｉｎとして２００〜３００ｍｍ厚のスラブに鋳造する連続鋳造工程；
   （Ｂ）前記連続鋳造工程により得られたスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする熱間圧延工程および冷間圧延工程；ならびに
   （Ｃ）前記冷延鋼板に、再結晶焼鈍を施す連続焼鈍工程。
7. 請求項６に記載の製造方法により得られた鋼板の表面にめっき層を形成するめっき処理を施すことを特徴とする表面処理鋼板の製造方法。