JP7136336B2 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、高強度鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１９年０３月２２日に、日本に出願された特願２０１９－０５５４７１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められている。自動車の燃費向上に関し、自動車部品に用いられる鋼板（自動車用鋼板）に対しては、耐衝突性能を確保しつつ車体を軽量化するため、高強度鋼板の適用が進んでおり、足回り部品向けにも高強度鋼板の開発が進んでいる。自動車の足回り部品に適用される鋼板には、高引張強度、高耐力（高ＹＰ）に加えて、耐疲労特性に優れることも求められる。
例えば特許文献１、２には、熱延後の鋼板に焼鈍とその前後にスキンパス圧延とを実施することによって、高強度化を図った鋼板が開示されている。また、特許文献１、２には、これらの鋼板が耐疲労特性に優れることが開示されている。
しかしながら、特許文献１、２に開示された高強度鋼板は、いずれも引張強度が１１８０ＭＰａ未満となっている。
近年、自動車の更なる軽量化を追求していく上で、自動車用鋼板には１１８０ＭＰａ以上の引張強度が求められており、特許文献１、２に開示された技術ではこのような要求に応えることはできない。
上述のように、従来、１１８０ＭＰａ以上の高引張強度を有し、かつ高耐力を有し、耐疲労特性にも優れる鋼板については提案されていなかった。
国際公開第２０１８／０２６０１３号 国際公開第２０１０／１３７３１７号
本発明は上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、自動車の足回り部品に好適な、高耐力かつ優れた耐疲労特性を有し、引張強度が１１８０ＭＰａ以上である高強度鋼板とその製造方法とを提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、所定の化学組成を有する鋼板において、ミクロ組織を、主相が焼き戻しマルテンサイト、残部がフェライト及びベイナイトからなる組織とし、ミクロ組織が、Ｔｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５．０×１０１１個／ｍｍ３以上含有し、表面から深さ２０μｍの位置における平均硬度Ｈｖｓと、表面から０．２０～０．５０ｍｍの位置における平均硬度Ｈｖｃとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上となるようにすることで、高耐力かつ耐疲労特性に優れた引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板を製造可能なことを見出した。
また、このような鋼板を得るためには、多量に含有させたＴｉやＮｂを溶解するために、熱延に供するスラブを１２８０℃超に加熱し、熱延後の捲き取り温度を３００℃未満にしてマルテンサイト分率を８０％以上とするともに、熱延後の捲き取り時の析出物の析出を抑制し、捲き取り後の熱延鋼板に軽圧下を実施することで転位を導入して、転位をＴｉやＮｂ析出物の核生成サイトとして、４５０～Ａｃ１℃の温度域で短時間熱処理することで、微細なＴｉを含む析出物を、所定量以上析出させることが有効であることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る高強度鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１２０％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．００～３.００％、Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．２００％、Ａｌ：０．００５～１．０００％、Ｐ:０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｂ:０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０３００％、Ｃａ：０～０．０３００％、Ｍｇ：０～０．０３００％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、０．１００≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４５０を満足し、ミクロ組織が、体積率で、焼き戻しマルテンサイトを８０％以上含有し、残部がフェライト及びベイナイトからなり、前記ミクロ組織が、Ｔｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５．０×１０１１個／ｍｍ３以上含有し、表面から深さ２０μｍの位置における平均硬度Ｈｖｓと、前記表面から０．２０～０．５０ｍｍの位置における平均硬度Ｈｖｃとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｃが、０．８５以上であり、引張強度が１１８０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載の高強度鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｗ：０．００５～０．１００％、Ｂ:０．０００５～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０３００％、Ｃａ：０．０００３～０．０３００％、Ｍｇ：０．０００３～０．０３００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板は、前記表面に溶融亜鉛めっき層を備えてもよい。
（４）上記（３）に記載の高強度鋼板は、前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
（５）本発明の別の態様に係る高強度鋼板の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１２０％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．００～３.００％、Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．２００％、Ａｌ：０．００５～１．０００％、Ｐ:０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０３００％、Ｃａ：０～０．０３００％、Ｍｇ：０～０．０３００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを、１２８０℃超に加熱する加熱工程と；前記スラブに対して仕上げ圧延温度が９３０℃以上となるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と；前記熱延鋼板を３００℃未満で捲き取り、室温まで冷却する捲き取り工程と；前記捲き取り工程後の前記熱延鋼板に対して酸洗を行う酸洗工程と；前記酸洗工程後の前記熱延鋼板に、１～３０％の圧下率の圧下を行う軽圧下工程と；前記軽圧下工程後の前記熱延鋼板を、４５０～Ａｃ１℃の温度域に再加熱し、１０～１５００秒保持する再加熱工程と；を備える。
（６）上記（５）に記載の高強度鋼板の製造方法は、さらに、前記再加熱工程後の前記熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を備えてもよい。
（７）上記（６）に記載の高強度鋼板の製造方法は、さらに、前記溶融亜鉛めっき工程後の前記熱延鋼板を、４６０～６００℃に加熱する合金化工程を備えてもよい。
本発明の上記態様によれば、高耐力及び優れた耐疲労特性を有する、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供できる。この鋼板は、自動車部品の軽量化に寄与することから工業的に大きな価値がある。また、この鋼板は、高強度（高引張強度）、高耐力であり、かつ耐疲労特性に優れるので、自動車の足回り部品に好適である。
本発明の高強度鋼板は、表面に亜鉛めっき層を備える高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板等のめっき鋼板を含む。
比較鋼（実施例における鋼番号Ｃ９）の、Ｔｉを含む析出物の粒子径ごとの個数密度を示す図である。 本発明鋼（実施例における鋼番号Ｃ５）の、Ｔｉを含む析出物の粒子径ごとの個数密度を示す図である。 本発明鋼（実施例における鋼番号Ｃ１６）及び比較鋼（実施例における鋼番号１７）の、鋼板の表層の硬度分布を示す一例である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼の軽圧下および熱処理後の、熱処理温度とＴｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼の軽圧下および熱処理後の、熱処理温度と引張強度との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼の軽圧下および熱処理後の、熱処理温度と、Ｈｖｓ/Ｈｖｃ（表層と内部との硬度比）との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼の軽圧下および熱処理後の、熱処理温度と、疲労限／ＴＳ（疲労限とＴＳとの比）との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼を、Ｃ５、Ｃ１４～Ｃ１７の条件で熱延し、軽圧下を加えた後の、軽圧下の圧下率とＴｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼を、Ｃ５、Ｃ１４～Ｃ１７の条件で熱延し、軽圧下を加えた後の、軽圧下の圧下率と引張強度との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼を、Ｃ５、Ｃ１４～Ｃ１７の条件で熱延し、軽圧下を加えた後の、軽圧下の圧下率と、Ｈｖｓ/Ｈｖｃ（表層と内部との硬度比）との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼を、Ｃ５、Ｃ１４～Ｃ１７の条件で熱延し、軽圧下を加えた後の、軽圧下の圧下率と、疲労限／ＴＳ（疲労限とＴＳとの比）との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼の軽圧下および熱処理を行った際の、熱処理時間と熱処理後のＴｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼の軽圧下および熱処理を行った際の、熱処理時間と熱処理後の引張強度との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼の軽圧下および熱処理を行った際の、熱処理時間と、熱処理後のＨｖｓ/Ｈｖｃ（表層と内部との硬度比）との関係を示す図である。 表１に示す化学成分Ｃの鋼の軽圧下および熱処理を行った際の、熱処理時間と、熱処理後の疲労限／ＴＳ（疲労限とＴＳとの比）との関係を示す図である。
本発明の一実施形態に係る高強度鋼板（以下、本実施形態に係る鋼板）は、所定の化学組成を有し、ミクロ組織が、体積率で、焼き戻しマルテンサイトを８０％以上含有し、残部がフェライト及びベイナイトからなり、前記焼き戻しマルテンサイトが、Ｔｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５．０×１０１１個／ｍｍ３以上含有し、表面から深さ２０μｍの位置における平均硬度Ｈｖｓと表面から０．２０～０．５０ｍｍの位置における平均硬度Ｈｖｃとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｃが、０．８５以上である。また、本実施形態に係る鋼板は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上である。
以下、本実施形態に係る鋼板について詳細に説明する。
＜ミクロ組織が、体積率で、焼き戻しマルテンサイトを８０％以上含有し、残部がフェライト及びベイナイトからなる＞
まず、ミクロ組織（金属組織）の限定理由に関して述べる。
本実施形態に係る鋼板では、ミクロ組織の主相は、体積率で８０％以上の焼き戻しマルテンサイトである。
本実施形態に係る鋼板は、後述するように、熱延、これに引き続く軽圧下による転位導入および熱処理を利用して、Ｔｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物をその個数密度が５．０×１０１１個／ｍｍ３以上となるように制御している。そのため、熱処理前のミクロ組織の主相を、熱処理時に析出物の析出サイトとなる転位を多く含むマルテンサイトとする必要がある。転位を多く含むマルテンサイトに熱処理を行うことで、微細な析出物を含む焼き戻しマルテンサイトが主相となる。
また、フェライトやベイナイトは高温で形成されることから、これらの組織が形成されるとその内部に析出するＴｉを含む析出物も粗大化しやすい。この場合、Ｔｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保することが出来ない。このことからも、ミクロ組織は、体積率で、焼き戻しマルテンサイトを８０％以上含み、残部を２０％以下とする必要がある。好ましくは、焼き戻しマルテンサイトの体積率が９０％以上である。本実施形態において、焼き戻しマルテンサイトとは、セメンタイト及び／またはＴｉを含む析出物を含むマルテンサイトを意味する。
ミクロ組織は、鋼板を圧延方向に平行に切り出し、板厚方向が観察面となるように研磨およびナイタール試薬でエッチングした後、ＳＥＭを用いて、１０００～３００００倍の倍率で板厚方向に表面から板厚の１／４の位置を観察することで、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイトの同定が可能である。即ち、フェライトは鉄系炭化物を含まない等軸形状をした粒であること、パーライトはフェライトおよびセメンタイトの層状組織であること、ベイナイトとはラス状の形態をした組織でありラス間にセメンタイトや残留オーステナイトを含む組織であること、などの組織形態から判断が可能である。ＳＥＭ観察画像から同定した各組織の面積率を求め、これを体積率とする。
マルテンサイトにはラス内に炭化物を含む焼き戻しマルテンサイトと、炭化物を含まない焼き入れままのマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）の両方が存在するが、これらはＳＥＭやＴＥＭで観察し、炭化物の有無を確認することで同定可能である。一般的に、焼き戻しマルテンサイトはセメンタイト等の鉄系炭化物を含むものを指す場合が多いが、本実施形態ではＴｉを含む微細析出物を含むマルテンサイトも焼き戻しマルテンサイトと定義する。それぞれの体積分率は、上記の倍率で５視野以上（例えば５～１０視野）観察し、それぞれの視野で得られた各組織の分率を平均して求める。
＜ミクロ組織が、Ｔｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５．０×１０１１個／ｍｍ３以上含有する＞
次に、本発明者らが析出物のサイズや個数密度に着目した理由に関して説明する。本発明者らは、１１８０ＭＰａ以上の引張強度の確保を可能とする析出物のサイズと個数密度との関係を鋭意調査した。その結果、従来の熱延鋼板や特許文献１、２の鋼板に含まれる析出物はサイズ（円相当径）が５．０ｎｍ以下に制御できておらず、個数密度も小さいことから１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できていないことが分かった。本発明者らがさらに検討した結果、この原因は、析出物を形成するＴｉ等の含有量が少ない、あるいは、Ｔｉ等を含有させたとしてもスラブの段階で粗大な析出物として存在し、スラブ加熱時にも溶解しないこと、熱延後の捲き取りのような長時間の熱処理で析出したＴｉＣが粗大化することによって、円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度が５．０×１０１１個／ｍｍ３未満になってしまうことにあることを見出した。
本実施形態に係る鋼板は、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物を個数密度で５．０×１０１１個／ｍｍ３以上含有する焼き戻しマルテンサイトを主相とすることで、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が確保可能であり、耐疲労特性にも優れる。
析出物のサイズ及び個数密度の限定理由に関して説明する。
Ｔｉを含む円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物の単位体積あたりの個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上とするのは、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためである。個数密度が５．０×１０１１個／ｍｍ３未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度の確保が難しい。そのため、Ｔｉを含む円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度は、５．０×１０１１個／ｍｍ３以上にする必要がある。
析出物を、Ｔｉを含む析出物としたのは、Ｔｉを含む析出物が、熱延前のスラブの加熱段階にて多量に溶解させ易く、かつ、円相当径が５．０ｎｍ以下の微細な析出物として析出するためである。析出物としては、炭化物、窒化物、炭窒化物など種類は限定されないが、特に、炭化物が、５．０ｎｍ以下の微細な析出物として析出し、強度向上に寄与するので好ましい。Ｔｉの析出物は、主に主相である焼き戻しマルテンサイトに含まれる。
ＮｂもＴｉと類似の効果を有するものの、Ｎｂの炭化物はスラブの加熱段階で溶解可能な量が少なく、また、Ｎｂを単独で含有させても１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。また、Ｖはスラブの加熱段階で多量の溶解が可能であるものの、析出物のサイズが比較的大きく、Ｖを単独で含有させても５．０ｎｍ以下の析出物を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保することは難しい。このことから、Ｔｉを含む析出物とする必要がある。ただし、５．０ｎｍ以下の析出物を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保できるのであれば、Ｔｉの一部を、Ｎｂ、Ｖ及び／またはＭｏで置換した構造を有する複合析出物（（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ）Ｃ等）であってもよい。
上述の個数密度の制御とともに析出物のサイズを円相当径で５．０ｎｍ以下とする理由は、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためである。円相当径が５．０ｎｍ超の析出物では、個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上とすることが出来ず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。
円相当径とは、観察された析出物の形状を円と仮定し、その面積が等価となる円の直径へと換算した値である。具体的には、Ｔｉの析出物は球状以外に、板状や針状の形状をすることがあるが、観察した析出物の面積を測定し、析出物を円と仮定し、その面積が等価となる円の直径へと換算した値が円相当径である。
本実施形態に係る鋼板は、析出強化を活用して鋼板の強度を確保している。そのため、アーク溶接などの溶接時の課題であった熱影響部での軟化を抑制でき、溶接部の疲労強度にも優れる。また、本実施形態に係る鋼板は、Ｔｉを含有する円相当径５．０ｎｍ以下の析出物によって強度を高めている。このような場合、降伏応力（ＹＰ）と引張強度（ＴＳ）との比である降伏比（＝ＹＰ／ＴＳ）が０．９０以上と極めて高い。降伏比が高い本実施形態に係る鋼板を用いることで、縁石乗り上げや衝突の際に変形し難い自動車用足回り部品を提供できる。
Ｔｉを含む析出物の個数密度は、電解抽出残差法を用い、鋼板の単位体積当たりに含まれる析出物の１．０ｎｍピッチでの円相当径毎の個数密度を（例えば円相当径０ｎｍ超、１．０ｎｍ以下の個数密度、１．０ｎｍ超、２．０ｎｍ以下の個数密度、２．０ｎｍ超、３．０ｎｍ以下の個数密度．．．という具合に）測定する。析出物の個数密度は、鋼板の代表的な組織が得られる表面から深さ方向に０．２０ｍｍ～３／８厚み位置、例えば表面から板厚の１／４の位置付近から採取することが望ましい。板厚中心は、中心偏析の影響により、粗大な炭化物が存在する場合があるとともに、偏析影響により局所的な化学組成が異なることから、測定位置として好ましくない。表面から深さ方向に０．２０ｍｍ未満の位置は、軽圧下により導入された高密度な転位の影響や加熱時の脱炭影響を受け、炭化物の個数密度が内部と異なる場合があることから、測定位置として好ましくない。
測定に際しては、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびＥＤＳにて炭化物の組成分析を行い、微細な析出物がＴｉを含む析出物であることを確認すればよい。具体的には、鋼板を表面から板厚の１／４の位置まで研磨し、電解抽出残差法に従って、鋼板を１ｇ程度溶解した後、得られたＴｉ析出物を含む溶液をろ紙で濾し、得られた析出物をＣレプリカに付着させた後、ＴＥＭ観察を実施する。観察に際しては、倍率は、５００００～１０００００倍で２０～３０視野とし、得られた析出物の化学組成をＥＤＳにて特定する。その後、ＴＥＭ観察により得られた写真を画像解析し、各々の析出物の円相当径と個数密度とを算出する。
測定対象とする析出物のサイズの下限は特に定めることなく、円相当径５．０ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５．０×１０１１個／ｍｍ３以上とすることで効果は得られるが、本実施形態に係る熱延鋼板では、０．４ｎｍ未満の析出物は少ないと考えられるので、０．４ｎｍ以上の円相当径の析出物を実質的な対象としてもよい。
＜表面から深さ２０μｍの位置における平均硬度Ｈｖｓと、表面から０．２０～０．５０ｍｍの位置における平均硬度Ｈｖｃとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｃが、０．８５以上＞
本実施形態に係る鋼板では、表面から深さ２０μｍの位置における平均硬度Ｈｖｓと、表面から０．２０～０．５０ｍｍの位置（板厚方向に、表面から０．２０ｍｍの位置～表面から０．５０ｍｍの位置までの範囲）における平均硬度Ｈｖｃとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｃを、０．８５以上とする必要がある。
表面から板厚方向に２０μｍの位置の平均硬度（Ｈｖｓ）と、表面から板厚方向に０．２０～０．５０ｍｍの位置における平均硬度（Ｈｖｃ）との比であるＨｖｓ／Ｈｖｃを、０．８５以上とするのは、Ｈｖｓ／Ｈｖｃを高めて、耐疲労特性を大きく向上させるためである。
一般的に、疲労破壊は表面から発生するので、疲労亀裂の発生を抑制するためには表層を硬質化することが有効である。一方、熱延鋼板は、スラブ加熱や熱延中に酸化性の雰囲気にさらされることから、脱炭などが発生し、表層硬度が低下しやすい。表層硬度が低下すると、耐疲労特性が劣化する。
本発明者らが鋭意検討を行った結果、軽圧下とその後の熱処理とを組み合わせることで表層を優先的に硬化することが可能であり、結果として耐疲労特性を向上できることを見出した。
表層の硬度として、表面から深さ方向（板厚方向）に２０μｍの位置の硬度を定義したのは、本位置の硬度を上昇させることで耐疲労特性の向上が可能なためである。また、表面から２０μｍ未満の位置での硬度測定は、表面の影響を受けることから正確な測定が難しく、一方で、表面から２０μｍの位置よりも鋼板内部側の位置での硬度上昇は、耐疲労特性との相関が小さいためである。
表面から０．２０～０．５０ｍｍの位置の平均硬度（Ｈｖｃ）は、この範囲の平均硬度とする。板厚中心は、Ｍｎなどの偏析の影響を受け、硬度が安定しない場合がある。このことから、板厚中心、即ち、偏析部での硬度測定は避けることが望ましい。
Ｈｖｓ／Ｈｖｃを、０．８５以上としたのは、硬度比が０．８５以上となることで、顕著な耐疲労特性向上効果があるためである。この効果は、０．８７以上でより顕著になるので、Ｈｖｓ／Ｈｖｃを０．８７以上とすることが好ましい。より好ましくは０．９０以上である。
表面から深さ２０μｍの位置における平均硬度Ｈｖｓと、表面から０．２０～０．５０ｍｍ位置における平均硬度Ｈｖｃとは、以下の方法で求める。
表面から深さ２０μｍの位置における平均硬度Ｈｖｓは、鋼板の幅方向１／４位置から圧延方向に平行な断面が測定面となるようにサンプルを切り出し、埋め込み研磨を実施した後、表面から２０μｍ位置のビッカース硬度をＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して荷重１０ｇｆにて１０点測定し、その平均値をＨｖｓとする。Ｈｖｃは、鋼板の幅方向１／４位置から圧延方向に平行な断面が測定面となるようにサンプルを切り出し、埋め込み研磨を実施した後、荷重１０ｇｆにて表面から０．２０～０．５０ｍｍ位置から板厚方向に約０．０５ｍｍピッチでビッカース硬度を合計７点測定し（例えば表面から０．２０ｍｍ、０．２５ｍｍ、０．３０ｍｍ、０．３５ｍｍ、０．４０ｍｍ、０．４５ｍｍ及び０．５０ｍｍの位置で測定し）、その平均値をＨｖｃと定義する。
＜引張強度が１１８０ＭＰａ以上＞
本実施形態に係る鋼板は、自動車の更なる軽量化を追求していく上で、求められる強度を考慮し、引張強度を１１８０ＭＰａ以上とする。
引張強度は（ＴＳ）は、圧延方向に対し垂直方向に切り出したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して行う引張試験によって求める。
本実施形態に係る鋼板の板厚は、特に限定されないが、製造の安定性等を考慮した場合、例えば１．０～４．０ｍｍである。好ましくは、１．５～３．０ｍｍである。
次に、本実施形態に係る鋼板の化学組成の限定理由を説明する。含有量の％は質量％である。
Ｃ：０．０２０～０．１２０％
Ｃは、鋼板の強度を高めるために有効な元素である。また、Ｃは、Ｔｉを含む炭化物を形成する元素である。Ｃ含有量が０．０２０％未満であると、炭化物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保することが出来ない。そのため、Ｃ含有量を０．０２０％以上とする。
一方、Ｃ含有量が０．１２０％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、スラブ加熱時に炭化物が溶け難くなる。そのため、Ｃ含有量は０．１２０％以下である。好ましくは０．０９０％以下である。
Ｓｉ：０．０１～２．００％
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する元素である。このことから、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が２．００％超では、効果が飽和するだけでなく、熱延鋼板に強固なスケールが発生し、外観や酸洗性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量を２．００％以下とする。
Ｍｎ：１．００～３.００％
Ｍｎは、鋼板のミクロ組織における焼き戻しマルテンサイトの体積率を高めて鋼板の強度を高めるために有効な元素である。焼き戻しマルテンサイトの体積率を８０％以上にするために、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、焼き戻しマルテンサイトの体積率が低下し、十分な強化が出来ない。
一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、その効果が飽和するとともに、経済性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を３．００％以下とする。
Ａｌ：０．００５～１．０００％
Ａｌは、熱延での組織制御及び脱酸に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。Ａｌ含有量が０．００５％未満では十分な脱酸効果を得ることが出来ず、鋼板中に多量の介在物（酸化物）が形成される。
一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、スラブが脆化するので好ましくない。そのため、Ａｌ含有量を１．０００％以下とする。
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％
Ｎｂ：０～０．１００％
Ｖ：０～０．２００％
０．１００≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４５０（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは質量％でのＴｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量）
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、ＣやＮと結合して析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物等）を形成し、こられの析出物による析出強化を通じて鋼板強度の向上に寄与する元素である。後述する製造方法を通じて、Ｔｉを含有する円相当径５．０ｎｍ以下の微細析出物を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上得るため、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とした上で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計含有量（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）を０．１００％以上とする。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計含有量は、望ましくは、０．１３０％以上であり、より望ましくは、０．１５０％以上である。
一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計含有量（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．４５０％超の過度な含有はスラブや鋼板を脆化させ、製造時のトラブルを招く。そのため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計含有量は０．４５０％以下とする。
また、Ｔｉの含有量の上限を０．２００％、Ｎｂの含有量の上限を０．１００％、Ｖの含有量の上限を０．２００％としたのは、これらの上限を超えると、スラブ加熱温度の下限を１２８０℃超としたとしても鋳造段階で析出した粗大析出物を溶解し難いためである。加えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの過度な含有はスラブや鋼板を脆化させる。そのため、Ｔｉであれば０．２００％を上限とし、Ｎｂであれば０．１００％を上限とし、Ｖであれば０．２００％を上限とすることが望ましい。
Ｔｉを含有する円相当径５．０ｎｍ以下の微細炭化物を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保するためのＴｉ、Ｎｂ、Ｖの組み合わせはどのようなものでも良いが、熱延スラブ加熱時の炭化物を溶解させるためには、より多量に含有させ易く、かつ、安価であるＴｉの含有量を少なくとも０．０１０％以上とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する元素であり、また、溶接部を脆化させる元素でもある。Ｐ含有量が０．１００％超となると特性の劣化が顕著となるので、Ｐ含有量を０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下である。Ｐ含有量は低い方が好ましく、下限は特に定めることなく効果が発揮される（０％でもよい）が、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減することは、経済的に不利であるので、Ｐ含有量の下限を０．００１％としてもよい。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、硫化物として存在することで、スラブ脆化をもたらす元素である。またＳは、鋼板の成形性を劣化させる元素である。そのため、Ｓ含有量を制限する。Ｓ含有量が０．０１００％を超えると特性の劣化が顕著になるので、Ｓ含有量を０．０１００％以下とする。一方、下限は特に定めることなく効果が発揮される（０％でもよい）が、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減することは、経済的に不利であるので、Ｓ含有量の下限を０．０００１％としてもよい。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、曲げ性や穴広げ性が顕著に劣化するので、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。また、ＮはＴｉと結合することで粗大なＴｉＮとなり、Ｎを多量に含む場合、Ｔｉを含む円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度が５．０×１０１１個／ｍｍ３を下回る。このことから、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。
一方、Ｎ含有量の下限は、特に定める必要はない（０％でもよい）が、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％がＮ含有量の実質的な下限である。製造コストの観点から、Ｎ含有量を０．０００５％以上としてもよい。
以上が本実施形態に係る鋼板の基本的な化学成分であり、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。しかしながら、各種特性の向上を目的として、さらに下記のような成分を含有することができる。以下の元素は、必ずしも含有する必要はないので、含有量の下限は０％である。
Ｎｉ：０～２．００％
Ｃｕ：０～２．００％
Ｃｒ：０～２．００％
Ｍｏ：０～２．００％
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、熱延での組織制御を通じて鋼板の高強度化に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上含有させることで顕著になる。そのため、効果を得る場合、含有量をそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、各元素の含有量が、それぞれ２．００％を超えると、溶接性、熱間加工性などが劣化する。そのため、含有させる場合でも、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの上限はそれぞれ２．００％とする。
Ｗ：０～０．１００％
Ｗは、析出強化を通じて鋼板の強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合Ｗ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が０．１００％を超えると、効果が飽和するばかりでなく、熱間加工性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｗ含有量を０．１００％以下とする。
Ｂ:０～０．０１００％
Ｂは、熱延での変態を制御し、組織強化を通じて鋼板の強度を向上させるために有効な元素である。この効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％超となると、効果が飽和するばかりでなく、鉄系の硼化物が析出して、固溶Ｂによる焼き入れ性向上の効果を失う。そのため、Ｂ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００８０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下である。
ＲＥＭ：０～０．０３００％
Ｃａ：０～０．０３００％
Ｍｇ：０～０．０３００％
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇは、鋼板の強度に影響を与え、材質の改善に寄与する元素である。ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種又は２種以上の合計が０．０００３％未満であると、充分な効果が得られないので、効果を得る場合、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの合計含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
一方、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇがそれぞれ０．０３００％を超えると、鋳造性や熱間での加工性が劣化する。そのため、含有させる場合でも、それぞれの含有量を０．０３００％以下とする。
本実施形態において、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素を指し、ＲＥＭ含有量とは、これらの元素の合計含有量である。ＲＥＭは、ミッシュメタルにて添加することが多く、また、Ｃｅの他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。本実施形態に係る鋼板が、不純物として、Ｌａや、Ｃｅ以外のランタノイド系列の元素を含んでいても、効果は発現する。また、金属を添加しても、効果は発現する。
上述の通り、本実施形態に係る鋼板は、基本元素を含み、必要に応じて任意元素を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、鋼板の製造過程において、原料から、またはその他の製造工程から、意図せず含まれる成分をいう。例えば不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｎ以外にＯを微量含有することがある。Ｏは、酸化物を形成し、介在物として存在する場合がある。
本実施形態に係る鋼板では、表面にさらに溶融亜鉛めっきを備えてもよい。また、溶融亜鉛めっきは、合金化処理が施された合金化溶融亜鉛めっきであってもよい。
亜鉛めっきは耐食性向上に寄与することから、耐食性が期待される用途への適用の場合には亜鉛めっきを実施した溶融亜鉛めっき鋼板、または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることが望ましい。
自動車の足回り部品は、腐食による穴あきの懸念があることから、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、高強度鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。これら課題を解決する手法として、耐食性の高い溶融亜鉛めっき等のめっきを鋼板に施すことが考えられる。本実施形態に係る鋼板は、鋼板成分を上述のように制御しているので、溶融亜鉛めっきが可能である。
めっき層は電気亜鉛めっきであってもよく、Ｚｎに加えてＡｌ及び／またはＭｇを含むめっきであってもよい。
次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、製造方法によらず上記の特徴を有していればその効果は得られる。しかしながら、以下の方法によれば安定して製造できるので好ましい。
具体的には、本実施形態に係る鋼板は、以下の工程（Ｉ）～（ＶＩ）を含む製造方法によって製造可能である。
（Ｉ）所定の化学組成を有するスラブを１２８０℃超に加熱する加熱工程
（ＩＩ）前記スラブに対して仕上げ圧延温度が９３０℃以上となるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を３００℃未満で捲き取り、室温まで冷却する捲き取り工程
（ＩＶ）前記捲き取り工程後の前記熱延鋼板に対して酸洗を行う酸洗工程
（Ｖ）前記酸洗工程後の前記熱延鋼板に、１～３０％の圧下率の圧下を行う軽圧下工程
（ＶＩ）前記軽圧下工程後の前記熱延鋼板を、４５０～Ａｃ１℃の温度域に再加熱し、１０～１５００秒保持する再加熱工程
以下、各工程の好ましい条件について説明する。
＜加熱工程＞
加熱工程では、熱延工程に供する上述した化学組成を有するスラブを、１２８０℃超に加熱する。加熱温度を１２８０℃超にする理由は、スラブ中に含まれるＴｉ、Ｎｂ、Ｖといった析出強化に寄与する元素（スラブ中では５．０ｎｍ超の大きな析出物として存在している場合が多い）を溶解させ、後の熱処理工程にてＴｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物として、５．０×１０１１個／ｍｍ３以上析出させるためである。所定の個数密度の析出物を確保するためには、多量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖが必要となることから、従来発明（特許文献１、２）以上の高温でスラブ加熱する必要がある。加熱温度が１２８０℃以下では、十分にＴｉ、Ｎｂ、Ｖが溶解しない。
加熱温度の上限は特に限定しないが、１４００℃を超えると効果が飽和するばかりでなく、スラブ表面に形成するスケールが溶融し、溶けた酸化物が加熱炉内の耐火物を溶損することから好ましくない。このことから加熱温度は１４００℃以下であることが好ましい。
＜熱延工程＞
加熱されたスラブに対し、熱間圧延を行う。熱間圧延では、必要に応じて粗圧延を行った後、仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延温度（仕上げ圧延完了温度）は９３０℃以上にする。
本実施形態に係る鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを多く含むことから、仕上げ圧延前にスラブや粗圧延した熱延鋼板の温度が低下するとＴｉを含む析出物が形成される。この段階で析出するＴｉを含む炭化物はサイズが大きくなるので、仕上げ圧延前でのＴｉを含む析出物を抑制しつつ、仕上げ圧延および捲き取りを実施する必要がある。仕上げ圧延温度が９３０℃未満では、Ｔｉを含有する析出物の形成が顕著になることから、仕上げ圧延温度を９３０℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に限定する必要はない。
＜捲き取り工程＞
熱延工程後の鋼板（熱延鋼板）に対し、冷却後、捲き取りを行う。熱延鋼板の捲き取り温度は３００℃未満とし、捲き取り後、コイルの状態で室温まで冷却する。
捲き取り温度までの冷却は、冷却できればどのような方法であっても良いが、ノズルから水を用いて冷却する方法が一般的であり、生産性にも優れる。加えて、本実施形態に係る鋼板はマルテンサイトを主相とする必要があり、捲き取りまでにフェライト、パーライト、ベイナイト組織の形成を抑制する必要があることから、冷却速度の大きい水冷を実施することが望ましい。水冷を行う場合の冷却速度は、例えば、２０℃／秒以上である。また、３００℃未満はマルテンサイト変態開始温度を下回ることから、この温度域まで水冷を行えばフェライト、パーライト、ベイナイトがほとんど生成しない。
捲き取り温度が３００℃以上であると、ベイナイトが形成され、マルテンサイトの体積率が８０％未満となる。また、捲き取り時にフェライト、ベイナイト組織中にＴｉを含む析出物が形成されるとともに、高温長時間保持されることから、粒成長して円相当径５．０ｎｍ超の析出物の個数が増大することで、後の工程で圧下と熱処理を加えたとしても微細な析出物の個数密度が５．０×１０１１個／ｍｍ３を下回ってしまう。そのため、捲き取り温度を３００℃未満とする。
捲き取り工程後のマルテンサイトは、鉄系炭化物をほとんど含まない焼き入れままのマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）、あるいは、捲き取り後に室温まで冷却される際にマルテンサイト中に鉄系炭化物が析出したオートテンパードマルテンサイトのいずれであっても良い。
３００℃未満で捲き取ったコイルを室温まで冷却する際の冷却条件は特に限定する必要はないが、例えばコイルを放置することで室温まで冷却すればよい。
＜酸洗工程＞
捲き取り工程後の熱延鋼板に対して酸洗を行う。酸洗を実施することで、後の製造工程でのめっき性を改善したり、自動車製造工程での化成処理性を高めることができる。また、スケールのついた熱延鋼板を軽圧下するとスケールが剥離し、それが押し込まれることで疵になる場合もある。そのため軽圧下を行う前には、まず、熱延鋼板の酸洗を実施する。
酸洗条件は特に限定されないが、インヒビター入りの塩酸、硫酸などで酸洗するのが一般的である。
＜軽圧下工程＞
軽圧下工程では、酸洗工程後の熱延鋼板に、１～３０％の圧下率で圧下を加える。
熱延鋼板に圧下を加えることで、後工程の熱処理での析出物が析出するための析出サイトを導入する。析出サイトの導入により、熱処理によってＴｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の微細炭化物を、５．０×１０１１個／ｍｍ３以上析出させることが可能となる。また、図４Ａ～図４Ｄに示されるように、圧下率を１％以上とすることで、ＴＳ、Ｈｖｓ／Ｈｖｃ、疲労限を高めることができる。そのため、１％以上の圧下率の圧下を加える。
一方、圧下率が３０％を超えると、効果が飽和するばかりでなく、導入された転位の回復が不十分となり、大幅な伸びの劣化を招く。また、後工程である再加熱工程において、加熱温度及び加熱時間によっては、再結晶が生じてしまい、Ｔｉ析出物と母相（ここでは再結晶したフェライト）との整合性が失われ、析出強化量が低減する。この場合、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが難しい。そのため、圧下率を３０％以下とする。圧下率は、好ましくは２０％未満であり、より好ましくは１５％以下、さらに好ましくは１５％未満である。
析出物の核生成サイトになる転位を導入できるのであれば、圧下は、１パスで１～３０％の圧下を実施しても良いし、複数回に分けて行って、累積圧下率が１～３０％となるように行っても良い。
軽圧下工程は本実施形態に係る鋼板の製造方法において、最も重要な工程であり、いわゆる冷間圧延とは異なる役割を有する工程である。即ち、冷間圧延とは鋼板の板厚制御、再結晶を利用した集合組織制御や粒径制御のために施される場合が多いが、本実施形態における軽圧下は、上述の通り、転位の導入による微細炭化物析出促進のために実施される。
＜再加熱工程＞
軽圧下工程後の熱延鋼板を、４５０～Ａｃ１℃の温度域に再加熱して、１０～１５００秒間この温度域に留まるように保持する熱処理を行う。軽圧下工程後の熱延鋼板を再加熱して熱処理することでＴｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上析出させることができる。再加熱工程での熱処理温度（再加熱温度）が４５０℃未満では、原子の拡散が不十分であり、十分な量の析出物を得ることが出来ない。短時間での熱処理を考えると、望ましくは、熱処理温度は５００℃以上である。熱処理温度がＡｃ１℃超では、析出物が粗大化するとともに、熱処理時に形成したオーステナイトが冷却時に、フェライトやベイナイトになり、焼き戻しマルテンサイトの体積率を８０％以上とすることが出来ないおそれがあるとともに、オーステナイトへの変態によりＴｉ析出物と母相（ここでは、オーステナイトが冷却過程で変態したマルテンサイト）の整合関係が崩れてしまい、析出強化量が低下してしまう。この結果、析出物の個数密度を上記範囲としたとしても、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが難しい。そのため、熱処理温度はＡｃ１℃以下、望ましくは７００℃以下にする。Ａｃ１（Ａｃ１変態点）（℃）は、加熱時の膨張曲線を測定することで特定できる。具体的には、５℃／秒で加熱時の変態曲線を測定することでＡｃ１変態点を特定できる。
図１Ａ、図１Ｂは、実施例における鋼番号Ｃ９（再加熱なし）と鋼番号Ｃ５（６４０℃に再加熱）との、Ｔｉを含む析出物の粒子径（円相当径）ごとの個数密度を示す図である。
図１Ｂに示されるように、軽圧下後に適切な再加熱（熱処理）を行うことで、Ｔｉを含有する粒子径（円相当径）が５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度（図中破線より左の個数密度）が大きくなっていることが分かる。
また、図３Ａ～図３Ｄに示されるように、再加熱温度（熱処理温度）を４５０～Ａｃ１℃とすることで、熱処理及び軽圧下後の、Ｔｉを含有する粒子径（円相当径）が５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度、ＴＳ、Ｈｖｓ／Ｈｖｃ、疲労限が高くなる。
再加熱工程での熱処理時間（保持時間）が１０秒未満では、原子の拡散が不十分であり、Ｔｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上析出させることが出来ない。熱処理時間が１５００秒超では析出物が粗大化し、Ｔｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物が、５．０×１０１１個／ｍｍ３未満となる。このことから、熱処理時間は１０～１５００秒の間にする必要がある。４５０～Ａｃ１℃の温度域での熱処理は、この温度域での加熱や徐冷も含む。すなわち、熱処理時間は、再加熱後、鋼板が４５０～Ａｃ１℃の温度域にある時間を意味し、この温度域に所定の時間留まっていれば、途中で温度変化があってもよい。
図５Ａ～図５Ｄに示されるように、熱処理時間を１０～１５００秒の範囲にすることで、熱処理及び軽圧下後の、Ｔｉを含有する粒子径（円相当径）が５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度、ＴＳ、Ｈｖｓ／Ｈｖｃ、疲労限が高くなる。
また、図２に示されるように、軽圧下および再加熱の実施は表層硬度を優先的に増加させる。
保持工程の後の冷却は特に限定されない。
上記工程を含む製造方法によって本実施形態に係る鋼板が得られる。しかしながら本実施形態に係る鋼板を、耐食性の向上を目的として溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっきとする場合には、以下の工程をさらに含むことが好ましい。
＜めっき工程＞
再加熱工程後の熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す。亜鉛めっきは耐食性向上に寄与することから、耐食性が期待される用途への適用の場合には亜鉛めっきを実施することが望ましい。亜鉛めっきは溶融亜鉛めっきであることが好ましい。溶融亜鉛めっきの条件は特に限定されず、公知の条件で行えばよい。
溶融亜鉛めっき後の熱延鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を、４６０～６００℃に加熱してめっきを合金化することで、溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性の向上に加えて、スポット溶接性の向上や絞り成形時の摺動性向上などの効果を付与できることから、用途に応じて合金化工程において合金化を実施しても良い。
亜鉛めっき以外に、Ａｌめっき、Ｍｇを含むめっき、電気めっきを実施したとしても、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する耐疲労特性に優れた本実施形態に係る鋼板を製造できる。
表１の鋼種Ａ～Ｐ及びａ～ｆに示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２４０～３００ｍｍのスラブを製造した。
得られたスラブを表２－１、表２－２に示す条件で、加熱し、仕上げ圧延を行い、２．３ｍｍの熱延鋼板とし、捲き取り温度まで水冷した後、コイルに捲き取って室温まで空冷した。
コイルを捲き戻した後、酸洗を行い、酸洗後の熱延鋼板に対し、表２－１、表２－２に示す圧下率で軽圧下を行った。ただし、表２－１、表２－２中、圧下率が０％の例については軽圧下を行わなかった。
軽圧下を行った後の熱延鋼板（軽圧下を行わなかった場合には酸洗後の熱延鋼板）に対し、表２－１、表２－２に示す温度に再加熱して熱処理を行って鋼番号Ａ１～ｆ１の熱延鋼板を製造した。
熱処理後の熱延鋼板に対し、必要に応じてめっきを行い、一部の例についてはさらに合金化処理を行った表２－１、表２－２中、ＨＲはめっきを行っていない熱延鋼板、ＧＩは溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示す。
Figure 0007136336000001
Figure 0007136336000002
Figure 0007136336000003
得られた熱延鋼板に対し、ミクロ組織観察、Ｔｉを含有する円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度の測定、Ｈｖｓ／Ｈｖｃの測定、引張特性の評価、穴広げ性の評価、耐疲労特性の評価を行った。
＜ミクロ組織観察＞
ミクロ組織は、得られた熱延鋼板を圧延方向に平行に切り出した後、研磨およびナイタール試薬でエッチングした後、ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で板厚方向に表面から板厚の１／４の位置を５視野観察することで、フェライト、ベイナイト、パーライト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトを同定し、焼き戻しマルテンサイト及びその他の組織の面積率を求め、これを体積率とした。
＜円相当径５．０ｎｍ以下のＴｉを含む析出物の個数密度の測定＞
Ｔｉを含む析出物の個数密度は、表面から１／４の位置から採取したサンプルに対し電解抽出残差法を用い、鋼板の単位体積当たりに含まれる析出物の円相当径１ｎｍ毎の個数密度を測定した。その際、上述の要領で透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびＥＤＳにて炭化物の組成分析を行い、微細な析出物がＴｉを含む析出物であることを確認した。
＜Ｈｖｓ／Ｈｖｃの測定＞
表面から深さ２０μｍの位置における平均硬度Ｈｖｓは、鋼板の幅方向１／４位置から圧延方向に平行な断面が測定面となるようにサンプルを切り出し、埋め込み研磨を実施した後、表面から２０μｍの位置のビッカース硬度をＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して荷重１０ｇｆにて１０点測定し、その平均値をＨｖｓとした。また、Ｈｖｃは、鋼板の幅方向１／４位置から圧延方向に平行な断面が測定面となるようにサンプルを切り出し、埋め込み研磨を実施した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して荷重１０ｇｆにて表面から０．２０～０．５０ｍｍ位置から板厚方向に約０．０５ｍｍピッチでビッカース硬度を合計７点測定し、その平均値をＨｖｃとした。このＨｖｓ及びＨｖｃからＨｖｓ／Ｈｖｃを求めた。
＜引張特性の評価＞
引張特性（ＹＰ、ＴＳ、Ｅｌ）は、圧延方向に対し垂直方向に切り出したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して行う引張試験によって求めた。
ＹＰ／ＴＳが０．９０以上、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で好ましい耐力、引張強度が得られている（高耐力かつ高強度）と判断した。
＜穴広げ性の評価＞
穴広げ率は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に準拠して行う穴広げ試験方法にて求めた。具体的には、鋼板の幅方向１／４幅位置から試験片を切り出し、直径１０ｍｍのパンチ、内径１０．６ｍｍのダイスを用いて打ち抜きを行った後、６０°円錐パンチを用いて、打ち抜き部のバリをパンチと逆側になるようにセットし、穴広げを実施し、打ち抜き部に発生した亀裂が板厚を貫通した時点で試験を中止し、穴広げ試験後の穴径を測定することで、穴広げ率を求めた。穴広げ率が２０％以上であれば穴広げ性に優れると判断した。穴広げ率が２０％以上であれば、バーリング部や伸びフランジ部が存在する足回り部品に好適である。
＜耐疲労特性の評価＞
耐疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５：１９７８に記載の両振りの平面曲げ疲労試験（応力比、Ｒ＝－１）により、測定して評価した。具体的には、負荷応力と繰り返し数の関係を求めた後、１０７回の繰り返し応力を付与しても破断しない応力を疲労限（ＦＳ）と定義し、これをＴＳで除した値にて耐疲労特性を整理した。この値が０．４０を超えるものを耐疲労特性に優れると判断した。
表３－１、表３－２に結果を示す。
Figure 0007136336000004
Figure 0007136336000005
表１～表３－２から分かるように、本発明の化学組成を有し、本発明の熱延条件、圧下率及び熱処理条件を満足した例（本発明鋼）では、Ｔｉを含む円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度が５．０×１０１１個／ｍｍ３以上であった。また、これらの例では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、０．９０以上の高い降伏比（ＹＰ／ＴＳ）、優れた耐疲労特性を満足していた。
一方、再加熱工程での熱処理温度がＡｃ１℃超になる鋼番号Ｃ３、Ｃ１９、Ｄ１３、Ｅ１３は、析出物が粗大化し、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保できず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。また、熱処理温度が高かったＣ３では、加熱中に形成したオーステナイトがマルテンサイトへと変態したことから、フレッシュマルテンサイトを多く含有する組織となり、穴広げ率が低い値を示した。
熱処理温度が高かったＣ２２、Ｅ１６は加熱中に形成したオーステナイトがフェライトへと変態したことから、Ｔｉを含む析出物が粗大化するとともに、変態により析出物とフェライトとの整合性が失われたことから、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
熱処理温度が４５０℃を下回る鋼番号Ｃ９、Ｃ１８、Ｄ１２、Ｅ１２では、Ｔｉを含む析出物の形成が不十分であった。その結果、個数密度が５．０×１０１１個／ｍｍ３を下回り、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
スラブ加熱温度が１２８０℃以下であった鋼番号Ｃ１０、Ｄ４、Ｅ４では、熱延の鋳造時に形成したＴｉの粗大析出物を溶解することが出来ず、その後の圧下と熱処理を実施しても、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保出来ず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
熱延の仕上げ圧延温度が９３０℃未満であった鋼番号Ｃ１１、Ｄ５、Ｅ５では、仕上げ圧延までに粗大な析出物が形成し、その後の圧下と熱処理を実施しても、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保出来ず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
熱延後の捲き取り温度が３００℃以上となる鋼番号Ｃ１２、Ｃ１３、Ｄ９、Ｄ１０、Ｅ６、Ｅ７では、熱延及び捲き取り後にフェライト、ベイナイト、パーライトが２０体積％以上生成し、マルテンサイト体積率を８０％以上とすることが出来なかった。そのため、その後の圧下と熱処理を実施しても、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保することが出来ず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
軽圧下率が１％未満である鋼番号Ｃ１７、Ｄ１１、Ｅ１１では、析出物の核生成サイトとなる転位を導入していないことから、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保することが出来ず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
軽圧下率が３０％超である鋼番号Ｃ２３、Ｅ１７では、熱処理時に再結晶が生じてしまった結果、母相であるフェライトとＴｉを含む析出物との整合性が失われた結果、析出物による強化量が低下し、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
熱処理時間が１０秒未満である鋼番号Ｃ２０、Ｄ１４、Ｅ１４では、熱処理時間が短すぎることからＴｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保することが出来ず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
熱処理時間が１５００秒超となる鋼番号Ｃ２１、Ｄ１５、Ｅ１５は、熱処理中に析出物が粗大化したことから、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上確保することが出来ず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
鋼番号ａ１は、Ｃ含有量が少なすぎたので、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上を確保することができず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
鋼番号ｂ１は、Ｃ含有量が多すぎたので、本スラブ加熱条件ではＴｉの粗大析出物を十分に溶解させることが出来ず、後の工程で圧下および熱処理を行ったとしても、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上を確保することができず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
鋼番号ｃ１は、Ｍｎ含有量が少なすぎたので、熱間圧延の仕上げ～捲き取りまでに、フェライトやパーライトが形成してしまい焼き戻しマルテンサイトを８０％以上とすることが出来なかった。このことから、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上を確保することができず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
鋼番号ｄ１、ｅ１は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量が少なすぎたので、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上を確保することができず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
鋼番号ｆ１は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計含有量が少なすぎたので、Ｔｉを含む円相当径５．０ｎｍ以下の析出物の個数密度を５．０×１０１１個／ｍｍ３以上を確保することができず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが出来なかった。
本発明によれば、高耐力及び優れた耐疲労特性を有する、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供できる。この鋼板は、自動車部品の軽量化に寄与することから工業的に大きな価値がある。また、この鋼板は、高強度（高引張強度）、高耐力であり、かつ耐疲労特性に優れるので、自動車の足回り部品に好適である。

Claims (7)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０２０～０．１２０％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：１．００～３.００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｖ：０～０．２００％、
    Ａｌ：０．００５～１．０００％、
    Ｐ:０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～２．００％、
    Ｗ：０～０．１００％、
    Ｂ:０～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０～０．０３００％、
    Ｃａ：０～０．０３００％、
    Ｍｇ：０～０．０３００％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    ０．１００≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４５０を満足し、
    ミクロ組織が、体積率で、焼き戻しマルテンサイトを８０％以上含有し、残部がフェライト及びベイナイトからなり、
    前記ミクロ組織が、Ｔｉを含有する円相当径が５．０ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５．０×１０１１個／ｍｍ３以上含有し、
    表面から深さ２０μｍの位置における平均硬度Ｈｖｓと、前記表面から０．２０～０．５０ｍｍの位置における平均硬度Ｈｖｃとの比であるＨｖｓ／Ｈｖｃが、０．８５以上であり、
    引張強度が１１８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする高強度鋼板。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～２．００％、
    Ｗ：０．００５～０．１００％、
    Ｂ:０．０００５～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０．０００３～０．０３００％、
    Ｃａ：０．０００３～０．０３００％、
    Ｍｇ：０．０００３～０．０３００％、
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 前記表面に溶融亜鉛めっき層を備えることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板。
  5. 請求項１又は２に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
    化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１２０％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．００～３.００％、Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．２００％、Ａｌ：０．００５～１．０００％、Ｐ:０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０３００％、Ｃａ：０～０．０３００％、Ｍｇ：０～０．０３００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを、１２８０℃超に加熱する加熱工程と；
    前記スラブに対して仕上げ圧延温度が９３０℃以上となるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と；
    前記熱延鋼板を３００℃未満で捲き取り、室温まで冷却する捲き取り工程と；
    前記捲き取り工程後の前記熱延鋼板に対して酸洗を行う酸洗工程と；
    前記酸洗工程後の前記熱延鋼板に、１～３０％の圧下率の圧下を行う軽圧下工程と；
    前記軽圧下工程後の前記熱延鋼板を、４５０～Ａｃ１℃の温度域に再加熱し、１０～１５００秒保持する再加熱工程と；
    を備えることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
  6. さらに、前記再加熱工程後の前記熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を備える
    ことを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. さらに、前記溶融亜鉛めっき工程後の前記熱延鋼板を、４６０～６００℃に加熱する合金化工程を備える
    ことを特徴とする請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
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