JP6893973B2 - 成形性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高強度薄鋼板及びその製造方法に関するもので、より詳細には、自動車用外板材などの素材として好適に適用されることができる成形性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法に関する。

自動車の内板及び外板（ドア、フード、フェンダー、フロアなど）の素材として適用される鋼には、高強度だけでなく優れた成形性が要求される。これは、事故から乗客の安全を守り、車体の軽量化を通じた燃費向上を図るためである。

しかし、鋼板の強度の増加は成形性の悪化を招くため、上記二つの因子（強度及び成形性）を両方とも満足させることは非常に難しく、特にドアインナーやリアフロアなどのようなさらに高い成形性を必要とする部品では、加工時にクラックが発生するなどの成形不良が頻繁に発生するため、これら部品への高強度鋼の適用は未だ不十分であるのが実情である。

現在までに開発された強度及び成形性に優れた公知の鋼板としては、いわゆるＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）が挙げられる。これは、強力な炭窒化物形成元素であるチタン（Ｔｉ）及び／又はニオブ（Ｎｂ）などを添加して、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、硫黄（Ｓ）などの固溶元素を除去することで強度及び成形性をともに確保するものであって、代表的に特許文献１〜４に開示されている。しかし、このＩＦ鋼は、平均塑性異方性係数（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ、ｒ値）が１．５〜１．８を示し、従来のＤＤＱ（Ｄｅｅｐ Ｄｒａｗｉｎｇ Ｑｕａｌｉｔｙ）級の軟質冷延鋼板が用いられた部品を代替するためには非常に不十分なレベルである。

特開平４−２８０９４３号公報 特開平５−０７０８３６号公報 特開平５−２６３１８４号公報 特開平１０−０９６０５１号公報

本発明の目的の一つは、成形性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法を提供することである。

本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．００４％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：１．２％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、酸可溶Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、上記Ｔｉ、Ｎ及びＳの含有量は下記関係式１を満たし、板厚方向にｔ／４（ｔ：薄鋼板の厚さ）の地点における（００１）［１−１０］〜（１１０）［１−１０］の方位グループの平均ランダム強度比（ａ）に対する（１１１）［１−１０］〜（１１１）［−１−１２］の方位グループの平均ランダム強度比（ｂ）の比（ｂ／ａ）が２．３以上であり、焼付硬化性（ＢＨ）が４ＭＰａ以上である高強度薄鋼板を提供する。
［関係式１］−０．０２≦［Ｔｉ］−（２４／７）［Ｎ］−（３／２）［Ｓ］≦０．０２５
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれ、該当元素の含有量（重量％）を意味する。）

本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．００４％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：１．２％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、酸可溶Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を４５０〜７５０℃の温度で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を７５％以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を８３０〜８８０℃の焼鈍温度まで昇温した後、上記焼鈍温度で焼鈍時間３０〜８０秒を保持して連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍された冷延鋼板を６５０℃以下の温度まで２〜１０℃／ｓの速度で冷却する段階と、上記冷却された冷延鋼板を０．３〜１．６％の圧下率で調質圧延する段階と、を含み、上記冷延鋼板の昇温における（再結晶開始温度＋２０）℃から焼鈍温度までの平均昇温速度が５℃／ｓ以下である高強度薄鋼板の製造方法を提供する。

本発明のいくつかの効果の一つとして、本発明による薄鋼板は、強度及び成形性に優れ、自動車用外板材などの素材として好適に適用されることができる点が挙げられる。

発明例１の集合組織の発達程度を分析したグラフである。

本発明者らは、上述した従来技術の問題点を解決するために深く研究した結果、鋼中の強力な炭窒化物形成元素であるチタン（Ｔｉ）を単独で添加するか、又はチタン（Ｔｉ）及びニオブ（Ｎｂ）を複合添加して、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、硫黄（Ｓ）などの固溶元素を除去し、且つ固溶元素を除去して生成される炭化物などの位置分布を適切に制御するとともに、集合組織を制御することにより、強度及び絞り性を著しく改善させることができ、焼鈍中に再溶解された固溶炭素を適正なレベルで残存させることにより、焼付硬化性を大幅に向上させることができる点を確認し、本発明を完成するに至った。

以下、本発明の一側面による成形性に優れた高強度薄鋼板について詳細に説明する。

まず、高強度薄鋼板の合金成分及び好ましい含有量の範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含有量は、特に言及しない限り、すべて重量基準であることを予め明らかにしておく。

Ｃ：０．００１〜０．００４％
炭素は、侵入型固溶元素であって、冷延及び焼鈍過程で鋼板の集合組織の形成に大きい影響を与える。特に、鋼中の固溶炭素量が多くなると、絞り性に有利な｛１１１｝集合組織を有する結晶粒成長が抑制され、｛１１０｝及び｛１００｝集合組織を有する結晶粒成長が促進されて、薄鋼板の絞り性が劣化することがある。また、炭素含有量が多すぎる場合には、これを炭化物として析出させるために必要なＴｉ含有量が多すぎるようになって、経済性の面において不利となりうるだけでなく、微細なＴｉＣの炭化物が鋼中に多く分布して絞り性を急激に劣化させるという問題がある。したがって、本発明では、炭素含有量の上限を０．００４％、好ましくは０．００３５％に制御する。一方、炭素含有量が低いほど絞り性を改善させるためには有利であり得るが、その含有量が過度に低い場合には、薄鋼板の焼付硬化性が急激に劣化するという問題がある。したがって、本発明では、炭素含有量の下限を０．００１％、好ましくは０．００１２％に制御する。

Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）
シリコンは、固溶強化によって薄鋼板の強度上昇に寄与する。但し、その含有量が多すぎる場合には、表面スケール欠陥を誘発し、めっき表面特性が劣化するという問題があるため、本発明では、その上限を０．５％、好ましくは０．０５％に制御する。一方、本発明では、シリコン含有量の下限については特に限定しないが、好ましくは０．００１％であることができ、より好ましくは０．００２％であることができる。

Ｍｎ：１．２％以下（０％を除く）
マンガンは、固溶強化元素であって、鋼の強度向上に寄与するだけでなく、鋼中ＳをＭｎＳとして析出させ、熱間圧延におけるＳによる板破断の発生及び高温脆化を抑制させる役割を果たす。但し、その含有量が多すぎる場合には、過剰のＭｎが固溶されて絞り性を劣化させるという問題がある。本発明では、マンガン含有量の上限を１．２％以下、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下に制御する。一方、本発明では、マンガン含有量の下限については特に限定しないが、好ましくは０．０１％であることができ、より好ましくは０．１％であることができる。

Ｐ：０．００５〜０．１２％
リンは、固溶効果に非常に優れており、絞り性を大きく損うことなく鋼の強度を向上させるために最も効果的な元素である。本発明では、リン含有量の下限を０．００５％、好ましくは０．００８％、より好ましくは０．０１０％に制御する。但し、その含有量が多すぎる場合には、過剰のＰがＦｅＴｉＰとして析出し、絞り性が劣化するという問題がある。本発明では、リン含有量の上限を０．１２％、好ましくは０．１０％、より好ましくは０．０８％に制御する。

Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下
硫黄及び窒素は、鋼中に不可避に存在する不純物であって、優れた溶接特性を確保するためには、これら含有量をできるだけ低く制御することが好ましい。本発明では、適切な溶接特性の確保の点において硫黄及び窒素含有量の上限をそれぞれ０．０１％以下に管理する。

Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）
酸可溶アルミニウムは、ＡｌＮを析出させて、薄鋼板の絞り性及び延性の向上に寄与する。但し、その含有量が多すぎる場合には、製鋼操業時にＡｌ系介在物が過剰に形成されて鋼板内部に欠陥が発生するという問題がある。本発明では、酸可溶アルミニウム含有量の上限を０．１％、好ましくは０．０８％、より好ましくは０．０５％に制御する。一方、本発明では、酸可溶アルミニウム含有量の下限については特に限定しないが、好ましくは０．０１％であることができ、より好ましくは０．０２％であることができる。

Ｔｉ：０．０１〜０．０４％
チタンは、熱延中の固溶炭素及び固溶窒素と反応してＴｉ系炭窒化物を析出させることで薄鋼板の絞り性の向上に大きく寄与する元素である。本発明では、チタン含有量の下限を０．０１％以上、好ましくは０．０１２％以上、より好ましくは０．０１５％以上に制御する。但し、その含有量が多すぎる場合には、固溶炭素及び固溶窒素と反応して残ったＴｉがＰと結合して、過剰のＦｅＴｉＰ析出物を形成させて絞り性が劣化するおそれがあり、ＴｉＣあるいはＴｉＮ析出物が鋼中に多く分布して固溶炭素量が過度に低くなり、薄鋼板の焼付硬化性が劣化するおそれがある。本発明では、チタン含有量の上限を０．０４％、好ましくは０．０３％に制御する。

これに加えて、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に言及することはしない。さらに、上記の組成に加えて、有効な成分の添加が排除されるわけではなく、特に鋼板の機械的物性をより向上させるために以下のような成分をさらに含むことができる。

Ｎｂ：０．００５〜０．０４％
ニオブは、熱間圧延中の固溶炭素を（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの複合炭化物の形で析出させることにより、焼鈍中の集合組織の形成を容易にする役割を果たす。また、適量のＮｂが添加される場合には、方向別塑性異方性（０°、４５°、９０°）を改善させるという効果があり、９０°方向に対する０°方向及び４５°方向の塑性変形異方性（ｒ−ｖａｌｕｅ）が増加する。結果的に、材料の平面異方性（Δｒ、Ｐｌａｎａｒ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ）がほぼゼロ（０）に到達し、板面上にｒ値が均等に分布する特性を示して、成形時に材料の耳の形の成形不良が防止されるという長所がある。本発明では、かかる効果を得るために、ニオブ含有量の下限を０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上に制御する。但し、その含有量が多すぎる場合には、鋼中のほとんどの固溶炭素が微細なＮｂＣとして析出し、焼鈍後も固溶炭素がほとんど再溶解されることができず、焼付硬化性が劣化するという問題がある。さらに、微細な（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの複合炭化物の析出量が比較的少なく、絞り性（ｒ−ｖａｌｕｅ）が劣化するだけでなく、再結晶温度が上昇して材料劣化をもたらすという問題もある。ニオブ含有量の上限は、０．０４％であることが好ましく、０．０３％であることがより好ましく、０．０２５％であることがさらに好ましい。

Ｂ：０．００２％以下（０％を除く）
ホウ素は、鋼中Ｐによる二次加工脆性を抑制する。但し、その含有量が多すぎる場合には、鋼板の延性低下を伴うことがあるため、本発明では、ホウ素含有量の上限を０．００２％以下、好ましくは０．００１５％以下に制御する。一方、本発明では、ホウ素含有量の下限については特に限定しないが、好ましくは０．０００３％であることができ、より好ましくは０．０００５％であることができる。

一方、上記のような成分の範囲を有する薄鋼板の合金設計時に、上記Ｔｉ、Ｎ及びＳの含有量は下記関係式１を満たすようにすることが好ましい。もし、［Ｔｉ］−（２４／７）［Ｎ］−（３／２）［Ｓ］の値が−０．０２未満の場合には、鋼中ＣをＴｉＣで析出させるためのＴｉ含有量が絶対的に不足して、加工性評価指数であるｒ値が著しく低くなりうる。これに対し、その値が０．０２５を超えると、加工性に有利なＴｉＣ析出物の他にＦｅＴｉＰ析出物が形成されて焼鈍時の｛１１１｝方位の発達を著しく阻害する。より好ましくは、その値を−０．０１〜０．０１に制御する。
［関係式１］−０．０２≦［Ｔｉ］−（２４／７）［Ｎ］−（３／２）［Ｓ］≦０．０２５
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれ、該当元素の含有量（重量％）を意味する。）

以下、高強度薄鋼板の組織及び析出物などについて詳細に説明する。

結晶内部に生成された一定の面と方位を有する配列を集合組織とし、かかる集合組織が一定の方向に帯状に発達した状態をファイバー集合組織とする。集合組織は、絞り性と密接な関係を有し、かかる集合組織のうち｛１１１｝面が圧延面に垂直に形成されるガンマ（γ）−ファイバー集合組織の面強度値が高いほど、絞り性が改善されることで知られている。通常、アルファ（α）−ファイバー集合組織は、ＲＤ／／＜１１０＞で定義され、ガンマ（γ）−ファイバー集合組織は、ＮＤ／／＜１１１＞で定義される。

一方、本発明者らは、上記のようなガンマ（γ）−ファイバー集合組織を形成させるためには、鋼板表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）の地点におけるアルファ（α）−ファイバー集合組織（（００１）［１−１０］〜（１１０）［１−１０］の方位グループ）の平均ランダム強度比（ａ）に対するガンマ（γ）−ファイバー集合組織（（１１１）［１−１０］〜（１１１）［−１−１２］の方位グループ）の平均ランダム強度比（ｂ）の割合が非常に重要であることを確認した。より具体的には、鋼板表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：薄鋼板の厚さ）の地点における（００１）［１−１０］〜（１１０）［１−１０］方位グループの平均ランダム強度比（ａ）に対する（１１１）［１−１０］〜（１１１）［−１−１２］方位グループの平均ランダム強度比（ｂ）の比（ｂ／ａ）が２．３以上確保される場合には、平均塑性異方性係数（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ、ｒ値）が１．９以上確保され、優れた絞り性を確保することができる点を確認した。一方、ガンマ（γ）−ファイバー集合組織（（１１１）［１−１０］〜（１１１）［−１−１２］の方位グループ）の平均ランダム強度比が比較的高いほど絞り性に有利であるため、本発明ではその上限を特に限定しない。

特に、本発明では、自動車部品の成形時に特定の方向ではなく、いくつかの方向別に優れた絞り性を確保しなければ、クラックが発生することのない完全な部品の成形が不可能であることが確認された。また、ガンマ（γ）−ファイバー集合組織の発達程度を０〜９０°ですべて分析してその値を示す場合、完全な成形性を示すことができる点が確認された。すなわち、ガンマ（γ）−ファイバー集合組織の０°（（１１１）［１−１０］）、３０°（（１１１）［１−２１］）、６０°（（１１１）［０−１１］）、９０°（（１１１）［−１−１２］）のすべての方向に対して平均ランダム強度比の発達が全般的に高いほど有利である。

一方、圧延方向に対して方向別に測定した塑性異方性係数から得られる平均塑性異方性係数（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ、ｒ値）は、絞り性を示す代表的な材料特性値であって、その値は以下の式１から計算される。
ｒ値＝（ｒ０＋ｒ９０＋２ｒ４５）／４（式１）
（但し、ｒｉは、圧延方向からｉ°方向に採取した試験片で測定した塑性異方性係数を示す。）
上記式１において、ｒ値が大きいほど、絞り加工時の成形カップの深さを増加させることができ、絞り性がよいと判断することができる。本発明の一実施例による薄鋼板は１．９以上のｒ値を有するため、優れた絞り性を示す。

一例によると、高強度薄鋼板の平均結晶粒サイズは５μｍ以上であることができ、好ましくは７μｍ以上であることができる。ここで、平均結晶粒サイズとは、結晶粒の平均円相当直径（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｃｉｒｃｕｌａｒ ｄｉａｍｅｔｅｒ）を意味する。本発明では、結晶粒サイズが粗大であるほど成形性の面において有利であるため、できる限り粗大な結晶粒を確保することが有利である。このために、成分の制御を介してＣ含有量を４０ｐｐｍ以下の極低炭素鋼のレベルに下げるとともに、炭化物析出を最大限に効果的に制御して焼鈍時の結晶粒成長を図る。これは、結晶粒サイズが粗大であるほど結晶粒界に対する結晶粒内の炭化物析出が容易となって、加工時にクラックが発生する可能性を大幅に下げることができるためである。一方、平均結晶粒サイズが大きいほど、成形性の面において有利であるため、本発明では、平均結晶粒サイズの上限については特に限定しないが、結晶粒成長のための８６０℃以上の高温焼鈍が原因となって焼鈍炉内の耐火レンガが損傷するおそれがある点を考慮すると、その上限を２０μｍに限定するとよい。

一例によると、本発明の高強度薄鋼板は、下記数学式１で定義されるＰ_ｉｎが８０％以上であることができ、好ましくは８２％以上であることができる。上記の割合（Ｐ_ｉｎ）が８０％未満の場合、すなわち、結晶粒界に多量の炭化物が析出する場合には、加工時にクラックが発生する可能性が著しく高くなり、その結果、延性及び絞り性が劣化するおそれがある。上記の割合（Ｐ_ｉｎ）が高いほど、延性及び絞り性の向上に有利であるため、本発明では、上記の割合（Ｐ_ｉｎ）の上限については特に限定しない。ここで、炭化物とは、ＴｉＣ単独炭化物、ＮｂＣ単独炭化物、又は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ複合炭化物を意味する。
［数１］
Ｐ_ｉｎ（％）＝｛Ｎ_ｉｎ／（Ｎ_ｉｎ＋Ｎ_ｇｂ）｝×１００
（但し、Ｎ_ｉｎは、結晶粒内に存在する２０ｎｍ以下の円相当直径を有する炭化物の数であり、Ｎ_ｇｂは、結晶粒界に存在する２０ｎｍ以下の円相当直径を有する炭化物の数である。）

一例によると、本発明の高強度薄鋼板は、ＦｅＴｉＰ析出物を単位面積（μｍ^２）当たりに０．２個以下含むことができ、好ましくは０．１個以下含むことができる。上記ＦｅＴｉＰ析出物は、主に針状に析出して、焼鈍時の｛１１１｝方位の発達を低下させる。上記ＦｅＴｉＰ析出物が０．２個／μｍ^２を超えて形成される場合には、絞り性が劣化するおそれがある。一方、単位面積当たりのＦｅＴｉＰ析出物の個数が少ないほど絞り性の向上に有利であるため、本発明では、上記ＦｅＴｉＰ析出物の数の下限については特に限定しない。

一例によると、本発明の高強度薄鋼板は４ＭＰａ以上、より好ましくは１０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１５ＭＰａ以上の焼付硬化性（ＢＨ）を有し、優れた焼付硬化性を示す。

一例によると、本発明の高強度薄鋼板は、０．８ｍｍ以下の厚さを有し、降伏強度（ＹＳ、ＭＰａ）と平均塑性異方性係数（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ、ｒ−ｖａｌｕｅ）の積が２９０ＭＰａ以上の値を有するため、外部の物理的な力に対する抵抗性を意味する、耐デント性及び成形性に非常に優れ、自動車外板用素材として好適に適用することができる。

以上で説明した本発明の高強度薄鋼板は、様々な方法で製造することができ、その製造方法は特に制限しない。但し、好ましい一例として、次のような方法により製造することができる。

以下、本発明の他の一側面による成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法について詳細に説明する。

まず、上述した成分系を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る。
一例によると、熱間圧延における仕上げ圧延は、オーステナイト単相域温度（Ａｒ３℃以上の温度）で行うことができる。もし、熱間仕上げ圧延温度がＡｒ３℃未満の場合には、２相域圧延が起こる可能性が高く、材質不均一性がもたらされるおそれがある。参考として、Ａｒ３℃は下記数学式２から計算されることができる。
［数２］
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０［Ｃ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｃｒ］−５５［Ｎｉ］−８０［Ｍｏ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｏ］及び［Ｍｏ］はそれぞれ、該当元素の重量％を意味する。）

次に、熱延鋼板を巻取る。
このとき、巻取温度は４５０〜７５０℃であることが好ましく、５００〜７００℃であることがより好ましい。もし、巻取温度が４５０℃未満の場合には、ＦｅＴｉＰ析出物が多量析出して絞り性が低下し、板反りが発生するおそれがある。これに対し、７５０℃を超えると、析出物が粗大化するとともに、焼鈍中に固溶炭素の再溶解が難しくなり焼付硬化性（ＢＨ）が劣化するおそれがある。

一例によると、熱間仕上げ圧延温度から巻取温度までの平均冷却速度は１０〜２００℃／ｓであることができる。もし、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合には、フェライト結晶粒が不均一に成長し、ＦｅＴｉＰ析出物が形成されて、本発明で目的とする成形性の確保が難しくなりうる。これに対し、２００℃／ｓを超えると、過度な冷却が原因で熱延鋼板の温度が不均一になり、熱延鋼板の形状が不良になることがある。

次に、巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。
このとき、冷間圧下率は７５％以上であることが好ましい。もし、冷間圧下率が７５％未満の場合には、ガンマ（γ）−ファイバー集合組織が十分に成長することができず、絞り性が劣っているという問題がある。一方、冷間圧下率が高いほどガンマ（γ）−ファイバー集合組織の成長に有利であるため、本発明では、冷間圧下率の上限については特に限定しない。但し、冷間圧下率が高くなりすぎる場合には、圧延時のロール負荷が激しくなって鋼板の形状が不良になることがあるため、これを考慮すると、その上限を８５％に限定するとよい。

次に、冷延鋼板を連続焼鈍する。
このとき、焼鈍温度（Ｔ）は、８３０〜８８０℃であることが好ましく、８４０〜８７０℃であることがより好ましい。もし、焼鈍温度（Ｔ）が８３０℃未満の場合には、加工性に有利なガンマ（γ）−ファイバー集合組織が十分に成長できず、絞り性が劣っている可能性があり、焼鈍中に析出物が再溶解されず焼付硬化性（ＢＨ）が劣化するおそれがある。これに対し、焼鈍温度（Ｔ）が８８０℃を超えると、加工性には有利であり得るが、結晶粒サイズのばらつきが原因となって鋼板の形状が不良となり、焼鈍加熱炉設備に問題が発生するおそれがある。

一方、焼鈍時間（ｔ）、すなわち、焼鈍温度における保持時間は、３０〜８０秒であることが好ましく、４０〜７０秒であることがより好ましい。ガンマ（γ）−ファイバー集合組織を十分に発達させた後、焼鈍時間を十分に確保する場合には、いくつかの炭化物が固溶炭素として再溶解し、かかる固溶炭素が存在する状態で冷却を行うと、薄鋼板に固溶炭素が適正なレベルで残存して、優れた焼付硬化性（ＢＨ）を示すようになる。もし、焼鈍時間（ｔ）が３０秒未満の場合には、再溶解時間が不足して薄鋼板内の固溶炭素が残存しないか、又は十分でなくなり焼付硬化性（ＢＨ）が劣っていることがある。これに対し、８０秒を超えると、長すぎる保持時間が原因となって結晶粒が粗大化し、結晶粒サイズのばらつきが発生して鋼板形状が不良になり、経済性の面においても不利である。

一例によると、連続焼鈍における、焼鈍温度（Ｔ、℃）及び焼鈍時間（ｔ、秒）は下記関係式２を満たすことができる。もし、０．００１×Ｔ×ｔ値が３０未満の場合には、絞り性及び焼付硬化性が劣化することがある。これに対し、０．００１×Ｔ×ｔ値が７０を超えると、結晶粒が粗大化するとともに、結晶粒サイズのばらつきが発生して鋼板形状が不良になることがある。
［関係式２］３０≦０．００１×Ｔ×ｔ≦７０

一方、連続焼鈍における、再結晶開始温度＋２０℃から焼鈍温度までの平均昇温速度は５℃／ｓ以下であることが好ましく、４．５℃／ｓ以下であることがより好ましく、３．８℃／ｓ以下であることがさらに好ましい。ここで、再結晶開始温度は、冷間圧延によって長く延伸された圧延組織を焼鈍する過程において新たな再結晶粒が形成され始める温度と定義する。より具体的には、全結晶粒のうち新たな再結晶粒の面積分率が５０％を占める時点の温度と定義する。再結晶が始まる初期段階では、新たな結晶粒の核生成及び成長を伴うようになるが、この段階における昇温速度が低いほど加工性に有利な｛１１１｝集合組織の核生成が増加するようになり、結果的に高いｒ値を確保することができるようになる。もし、上記温度範囲における昇温速度が５℃／ｓを超えると、再結晶時の｛１１１｝集合組織の核生成も十分ではなくなり、結晶粒も微細化して、本発明で要求される加工性が十分に確保されないおそれがある。一方、上記温度範囲における昇温速度が遅いほど、加工性に有利な｛１１１｝集合組織の核生成及び核成長が有利となるため、本発明では、その下限値については特に限定しない。

次に、連続焼鈍された冷延鋼板を６５０℃以下の温度まで冷却する。
このとき、平均冷却速度は、２〜１０℃／ｓであることが好ましく、３〜８℃／ｓであることがより好ましい。もし、平均冷却速度が２℃／ｓ未満の場合には、焼鈍中に再溶解された固溶炭素が炭化物として再析出して、焼付硬化性が劣化するおそれがある。これに対し、１０℃／ｓを超えると、板反りが発生するおそれがある。一方、６５０℃は、炭化物の析出及び拡散がほぼ完了する温度であって、それ以降の冷却条件については特に限定しない。

次に、冷却された冷延鋼板を調質圧延して高強度薄鋼板を得る。
このとき、調質圧下率は０．３〜１．６％であることが好ましい。調質圧延は、鋼の降伏強度を増加させるとともに、圧延中に導入された多量の可動転位によって耐時効性を増加させることで、固溶炭素と転位の相互作用によって焼付硬化性を増加させる。もし、調質圧下率が０．３％未満の場合には、板の形状制御において不利となるだけでなく、可動転位が十分に確保されず、ストレッチャーストレイン欠陥が発生する可能性が高くなりうる。これに対し、１．６％を超えると、顧客社の部品成形時にクラック発生の可能性が高まるだけでなく、成形性指数のｒ値に減少する傾向が現れる。

次に、必要に応じて、高強度薄鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を得るか、又は溶融亜鉛めっきを施してから合金化熱処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。このとき、合金化熱処理温度は、４５０〜６００℃であることが好ましい。もし、合金化熱処理温度が４５０℃未満の場合には、合金化が十分ではなく、犠牲防食作用が低下するか、又はめっき密着性の低下を誘発する可能性がある。これに対し、６００℃を超えると、合金化が過度に進行してパウダリング性の低下を誘発することがある。一方、合金化熱処理後のめっき層のＦｅ濃度は、８〜１２重量％であることが好ましい。

以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であるだけで、本発明の権利範囲を限定しない。

下記表１の合金組成を有する鋼スラブ（厚さ２２０ｍｍ）を１２００℃で加熱し、熱間圧延して熱延鋼板（厚さ３．２ｍｍ）を製造した。このとき、仕上げ圧延温度はＡｒ３直上の約９３０℃と同一にした。その後、下記表２の条件で熱延鋼板を、巻取り、冷間圧延、連続焼鈍、冷却、及び調質圧延して薄鋼板を製造した。

次に、製造されたそれぞれの薄鋼板に対して析出物数及び分布、集合組織などを観察及び測定して、その結果を下記表３に示した。より具体的には、炭化物数及びＦｅＴｉＰ析出物数は、ＴＥＭを用いてレプリカで析出物を観察した後、単位長さ（μｍ）当たりの析出物数を５ヶ所数え、その平均値を計算した。また、集合組織は、鋼板の１／４ｔ地点におけるＲ（Ｒｏｌｌｉｎｇ）、Ｔ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ）、Ｎ（Ｖｅｒｔｉｃａｌ）の条件でＮＤ方向の結晶方位度を基準にＥＢＳＤを用いて各方位別強度比（ＯＤＦ利用）を計算し、分析した。一方、図１は発明例１の集合組織の発達程度を分析したグラフであり、すべての発明例はいずれも発明例１と同様の傾向を示した。

次に、製造されたそれぞれの薄鋼板に対してｒ値及び焼付硬化性（ＢＨ）を測定した。ＪＩＳ５号規格に準じて試験片を採取しており、ｒ値は、ＡＳＴＭ ＳＴＤ試験片を用いて測定し、焼付硬化性は、２％のプレストレイン後、降伏強度値と、かかる試験片を再び１７０℃で２０分間保持した後の降伏強度値の差で評価した。

表３を参照すると、本発明で提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１〜５、７の場合には、単位面積当たりのＦｅＴｉＰ析出物数、フェライト結晶粒内に存在する２０ｎｍ以下のサイズを有する炭化物の割合及び平均ランダム強度比（ｂ／ａ）がいずれも本発明の制御範囲を満たし、基本的にｒ−ｖａｌｕｅは１．９以上を確保することができ、（降伏強度×ｒ値）の値も２９０ＭＰａ以上を確保することができるだけでなく、ＢＨも４ＭＰａ以上を確保することが分かっている。

しかし、比較例１〜７の場合には、合金組成は本発明で提案する範囲を満たしているが、製造条件のうちいずれか一つ以上が、本発明で提案する範囲を満たしていないため、絞り性及び焼付硬化性が劣っていた。また、比較例８〜１１の場合には、合金組成が本発明で提案する範囲を満たしていないため、絞り性及び焼付硬化性が劣っていた。

Claims (10)

1. 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．００４％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．８％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、酸可溶Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％と、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％及びＢ：０．０００５〜０．００２％からなる群より選択された１種以上と、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなり、
   前記Ｔｉ、Ｎ及びＳの含有量は下記関係式１を満たし、
   板厚方向にｔ／４（ｔ：薄鋼板の厚さ）の地点における（００１）［１−１０］〜（１１０）［１−１０］方位グループの平均ランダム強度比（ａ）に対する（１１１）［１−１０］〜（１１１）［−１−１２］方位グループの平均ランダム強度比（ｂ）の比（ｂ／ａ）が２．３以上であり、焼付硬化性（ＢＨ）が４ＭＰａ以上である、高強度薄鋼板。
   ［関係式１］−０．０２≦［Ｔｉ］−（２４／７）［Ｎ］−（３／２）［Ｓ］≦０．０２５
   （ここで、［Ｔｉ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれ、該当元素の含有量（重量％）を意味する。）
2. 下記数学式１で定義されるＰ_ｉｎが８０％以上である、請求項１に記載の高強度薄鋼板。
   ［数１］Ｐ_ｉｎ（％）＝｛Ｎ_ｉｎ／（Ｎ_ｉｎ＋Ｎ_ｇｂ）｝×１００
   （但し、Ｎ_ｉｎは、結晶粒内に存在する２０ｎｍ以下の円相当直径を有する炭化物の数であり、Ｎ_ｇｂは結晶粒界に存在する２０ｎｍ以下の円相当直径を有する炭化物の数である。）
3. ０．２個／μｍ^２以下のＦｅＴｉＰ析出物を含む、請求項１又は２に記載の高強度薄鋼板。
4. 降伏強度（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ、ＹＳ）及び平均塑性異方性係数（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ、ｒ−ｖａｌｕｅ）の積が２９０ＭＰａ以上である、請求項１から３のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板。
5. 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．００４％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．８％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、酸可溶Ａｌ：０．１％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％と、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％及びＢ：０．０００５〜０．００２％からなる群より選択された１種以上と、残部Ｆｅ及び不可避不純物とからなる鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
   前記熱延鋼板を４５０〜７５０℃の温度で巻取る段階と、
   前記巻取られた熱延鋼板を７５％以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
   前記冷延鋼板を８３０〜８８０℃の焼鈍温度まで昇温した後、前記焼鈍温度で焼鈍時間４０〜７０秒を保持して連続焼鈍する段階と、
   前記連続焼鈍された冷延鋼板を６５０℃以下の温度まで２〜１０℃／ｓの速度で冷却する段階と、
   前記冷却された冷延鋼板を０．３〜１．６％の圧下率で調質圧延する段階と、を含み、
   前記鋼スラブに含まれる前記Ｔｉ、Ｎ及びＳの含有量は下記関係式１を満たし、
   前記冷延鋼板の昇温における（再結晶開始温度＋２０）℃から焼鈍温度までの平均昇温速度が３．８℃／ｓ以下であり、
   前記冷延鋼板は、板厚方向にｔ／４（ｔ：薄鋼板の厚さ）の地点における（００１）［１−１０］〜（１１０）［１−１０］方位グループの平均ランダム強度比（ａ）に対する（１１１）［１−１０］〜（１１１）［−１−１２］方位グループの平均ランダム強度比（ｂ）の比（ｂ／ａ）が２．３以上であり、焼付硬化性（ＢＨ）が４ＭＰａ以上である、高強度薄鋼板の製造方法。
   ［関係式１］−０．０２≦［Ｔｉ］−（２４／７）［Ｎ］−（３／２）［Ｓ］≦０．０２５
   （ここで、［Ｔｉ］、［Ｎ］及び［Ｓ］はそれぞれ、該当元素の含有量（重量％）を意味する。）
6. 前記熱間圧延における仕上げ圧延温度はＡｒ３℃以上である、請求項５に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
7. 前記仕上げ圧延温度から前記巻取温度までの平均冷却速度は１０〜２００℃／ｓである、請求項６に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
8. 前記連続焼鈍における焼鈍温度（Ｔ、℃）及び焼鈍時間（ｔ、秒）は下記関係式２を満たす、請求項５から７のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
   ［関係式２］３０≦０．００１×Ｔ×ｔ≦７０
9. 前記調質圧延された冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項５から８のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
10. 前記溶融亜鉛めっき後に、４５０〜６００℃で合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項９に記載の高強度薄鋼板の製造方法。

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