JPWO2016143298A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

引張強さ：７８０ＭＰａ以上といった高い強度を有し、かつ優れた打ち抜き性と伸びフランジ性を兼ね備えた高強度鋼板とその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．３〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、ならびにＴｉ、Ｎｂ、およびＶの１または２以上：それぞれ０．０１〜１．０％を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、面積率で５０％以上のフェライト組織を有し、Ｆｅの析出量が０．０４質量％以上であり、粒子径が２０ｎｍ未満の析出物を含有し、下記（１）式で定義されるＣ*と下記（２）式で定義されるＣ*pとが、下記（３）〜（５）式の条件を満たす高強度鋼板。記C*= ([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184)×12 ……（１）C*p= ([Ti]p/48+[Nb]p/93+[V]p/51+[Mo]p/96+[Ta]p/181+[W]p/184)×12 ……（２）C*≧ 0.035 ……（３）-0.015 ≦ [C]- C*≦ 0.03 ……（４）C*p/C*≧0.3 ……（５）

Description

本発明は、高強度鋼板、特に、自動車のロアアームなどの足回り部材、ピラーやメンバーなどの骨格部材とそれらの補強部材、ドアインパクトビーム、シート部材、自動販売機、デスク、家電・ＯＡ機器、建材などに使用される構造用部材等に適した、強度と打ち抜き性および伸びフランジ性とを兼ね備えた高強度鋼板に関するものである。また本発明は、前記高強度鋼板の製造方法に関するものである。

近年、地球環境に対する関心の高まりを受けて、製造時のＣＯ₂排出量が多い鋼板の使用量を削減したいという要望が増加している。さらに、自動車分野においては、自動車車体の強度を維持しつつ、車体を軽くすることで燃費を向上させるというニーズも益々大きくなっている。自動車車体の強度を維持しつつ軽量化を図るうえでは、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により、鋼板を薄肉化することが有効である。

一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工やフランジ成型等によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れた打抜き性および伸びフランジ性を有することが要求される。そのため、自動車部品用鋼板においては、強度とともに加工性が重要であり、伸びフランジ性等の加工性に優れた高強度鋼板が求められている。

そこで、強度と加工性を兼ね具えた高強度鋼板を得るために、研究開発が盛んに行われているが、一般的に鉄鋼材料は高強度化に伴い加工性が低下するため、強度を損なうことなく高強度鋼板に打抜き性や伸びフランジ性等の加工性を付与することは容易ではない。

例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０１０〜０．２００％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．２５〜３％、Ｐ：０．０５％以下、ならびにＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏからなる群より選択される１または２以上を含有し、フェライトの大角結晶粒界におけるＣ偏析量を４〜１０ａｔｍｓ／ｎｍ²とする、打抜き加工性が向上した鋼板が開示されている。

また、特許文献２には、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０７〜０．２０、およびＶ：０．２０〜０．８０を含有し、８０〜９８％のフェライト相と、第二相とを有し、２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ、Ｖ量の合計を０．１５０％以上とするとともに、フェライト相と第二相のビッカース硬さの差を−３００〜３００とすることによりフランジ加工性を向上させた鋼板が開示されている。

特許文献３には、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．００５〜１．８％、Ｍｎ：０．１〜１．９％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下、およびＮｂ：０．００２〜０．００８％を含有するとともに、Ｔｉ、Ｓ量を制御した成分組成で、９０％以上の初析フェライトを有し、平均結晶粒径を５〜１２μｍ、展伸度を１．２〜３とするとともに、ＴｉＣの平均粒径を１．５〜３ｎｍ、密度を１×１０¹⁶〜５×１０¹⁷個／ｃｍ³とした鋼板が開示されている。

特許文献４には、組織をフェライト相とベイナイト相とし、フェライト相の４０％以上を面間隔が２０〜６０ｎｍの相界面析出とした鋼板が開示されている。

そして、特許文献５には、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、およびＴｉ：０．０５〜０．１６％を含有する成分組成を有し、フェライト相を５０〜９０％、フェライト相とベイナイト相の合計を９５％以上とし、フェライト相中にＴｉを含む２０ｎｍ未満の析出物を６５０〜１１００ｐｐｍ含有するとともに、ベイナイト相のビッカース硬度のばらつきを１５０以下とした鋼板が開示されている。

特開２００８−２６１０２９号公報 特開２０１１−１７０６０号公報 特開２０１１−１２３０８号公報 特開２０１１−２２５９３８号公報 特開２０１１−６８９４５号公報

しかし、特許文献１に記載された技術では、熱間圧延における仕上げ圧延を終了した後、５０℃／ｓ以上という高い冷却速度で６００〜６５０℃の狭い温度範囲まで鋼板を冷却する必要がある。そのため、特許文献１記載の鋼板を安定的に製造することは困難であることに加えて、該鋼板を製造するためには莫大な設備投資が必要であるという問題がある。

また、特許文献２〜５に記載された鋼板においては、伸びフランジ性やバーリング加工性について一定の改善が見られるものの、打ち抜き性が不十分であるという問題がある。

したがって、本発明は、上記した従来技術の課題を解決し、引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上といった高い強度を有し、かつ優れた打ち抜き性と伸びフランジ性を兼ね備えた高強度熱延鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、高強度と、優れた打ち抜き性および伸びフランジ性との両立についてについて検討を行った結果、以下の知見を得た。

延性の高いフェライト組織を主相とし、粒子径２０ｎｍ以下の微細な析出物を鋼中に析出させることで、成形性を大きく劣化させることなく高強度化を図ることができる。また、セメンタイトとしてＦｅを析出させることで、打ち抜き時の亀裂の起点をセメンタイトとするとともに、粒子径２０ｎｍ以下の微細析出物が亀裂の伝播を促進することで打ち抜き時の端面割れを抑制し、打ち抜き性を大幅に向上させることができる。さらに、伸びフランジ成型時には、セメンタイトへの応力集中を微細析出物が抑制し、応力が分散することで伸びフランジ性も飛躍的に向上させることができる。

以上の知見に基づき検討を行い、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．６〜２．０％、
Ｍｎ：１．３〜３．０％、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、ならびに
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの１または２以上：それぞれ０．０１〜１．０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
面積率で５０％以上のフェライト組織を有し、
Ｆｅの析出量が０．０４質量％以上であり、
粒子径が２０ｎｍ未満の析出物を含有し、
下記（１）式で定義されるＣ^*と下記（２）式で定義されるＣ^* _pとが、下記（３）〜（５）式の条件を満たす高強度鋼板。
記
C^* = ([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184)×12 ……（１）
C^* _p = ([Ti]_p/48+[Nb]_p/93+[V]_p/51+[Mo] _p/96+[Ta] _p/181+[W] _p/184)×12 … …（２）
C^* ≧ 0.035 ……（３）
-0.015 ≦ [C]- C^* ≦ 0.03 ……（４）
C^* _p/C^* ≧0.3 ……（５）
（ここで、[M]は前記高強度鋼板中における元素Mの含有量を質量％で表した値であり、 [M]_pは前記粒子径２０ｎｍ未満の析出物中に含有される元素Mの鋼板全体に対する含有量を質量％で表した値であり、前記高強度鋼板中に元素Mが含有されない場合には[M]および[M]_pは０とする）

２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ、Ｔａ、およびＷの１または２以上をそれぞれ０．００５〜０．５０％含有する、前記１に記載の高強度鋼板。

３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ、Ｎｉ、およびＣｕの１または２以上をそれぞれ０．０１〜１．０％含有する、前記１または２に記載の高強度鋼板。

４．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％を含有する、前記１〜３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。

５．前記成分組成が、さらに、質量％で、
ＣａおよびＲＥＭの一方または両方をそれぞれ０．０００５〜０．０１％含有する、前記１〜４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。

６．前記１〜５のいずれか一項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
前記１〜５のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材に対して粗圧延と仕上げ圧延とを施して鋼板を得る熱間圧延工程と、
前記仕上げ圧延終了後の鋼板を、仕上げ圧延終了時から後続の中間徐冷工程開始までの間の平均冷却速度：３０℃／ｓ以上で冷却する第１急冷工程と、
前記第１急冷工程終了後の鋼板を、６５０℃超７５０℃以下の開始温度から、１〜１０ｓの間、平均冷却速度：１０℃／ｓ未満で徐冷する中間徐冷工程と、
前記中間徐冷終了後の鋼板を、中間徐冷終了時から後続の巻取り開始までの間の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上で冷却する第２急冷工程と、
前記第２急冷工程終了後の鋼板を、巻取り温度を３５０〜５００℃で巻取る巻取り工程とを有し、
前記仕上げ圧延を、
仕上げ圧延入り側の鋼板の温度：９００〜１１００℃、
仕上げ圧延トータル圧下率：８８％以上、
仕上げ圧延出側の鋼板の温度：８００〜９５０℃、および
仕上げ圧延出側の通板速度：３００ｍ／ｍｉｎ以上の条件で行う高強度鋼板の製造方法。

７．前記巻取工程の後に、０．１〜３．０％の板厚減少率で加工を行う加工工程をさらに有する前記６に記載の高強度鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上といった高い強度を有し、かつ優れた打ち抜き性と伸びフランジ性を兼ね備えた高強度熱延鋼板を得ることができる。

Ｃ^* _p/Ｃ^*がＴＳ×λに及ぼす影響を示す図である。 Ｃ^* _p/Ｃ^*が打抜き性に及ぼす影響を示す図である。 Ｆｅ析出量が打抜き性に及ぼす影響を示す図である。

次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。
本発明においては、高強度鋼板が上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼材の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。

Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと微細炭化物を形成することによって、鋼の強度を高める作用を有する元素である。また、ＣはＦｅとセメンタイトを形成し、打ち抜き性の向上にも寄与する。前記効果を得るためにＣ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、多量のＣが存在すると、フェライト変態が抑制され、その結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの微細な炭化物の形成量が低下してしまう。また、過剰なＣは多量のセメンタイト生成を招き、伸びフランジ性を大きく低下させてしまう。したがって、Ｃ含有量を０．３０％以下とする必要がある。なお、Ｃ含有量を０．２５％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることがより好ましい。

Ｓｉ：０．６〜２．０％
Ｓｉは、熱間圧延後の中間徐冷過程においてフェライト変態を促進するとともに、変態と同時に析出するＴｉ、Ｎｂ、Ｖが微細な炭化物を形成しやすくする。さらに、Ｓｉは、成形性を大きく低下させることなく鋼を高強度化する固溶強化元素としての機能も有している。前記効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．６％以上とする必要があり、好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは１．２％以上である。一方、Ｓｉを多量に添加すると、中間徐冷前の急冷過程（第１冷却工程）におけるフェライト変態が促進され、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの粗大な炭化物が析出してしまう。さらに、表面にＳｉの酸化物が生成しやすくなるため、熱延鋼板では化成処理不良が、めっき鋼板では不めっきなどの不良が生じやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量を２．０％以下とする必要があり、好ましくは１．５％以下である。

Ｍｎ：１．３〜３．０％、
Ｍｎは、熱間圧延後の冷却において、中間徐冷前にフェライト変態が開始されることを抑制する作用を有している。さらに、Ｍｎは、固溶強化による鋼の高強度化にも寄与する。また、Ｍｎは、有害な鋼中のＳをＭｎＳとして無害化する作用も有する。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量を１．３％以上とする必要があり、好ましくは１．５％以上である。一方、多量のＭｎはフェライト変態を抑制し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの微細な炭化物形成を抑制してしまう。したがって、Ｍｎ含有量を３．０％以下とする必要があり、好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下である。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは粒界に偏析して、鋼の延性や靭性を低下させる。さらに、Ｐを多量に添加すると、圧延後、中間徐冷前の急冷過程（第１急冷工程）におけるフェライト変態が促進されてしまい、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。そのため、Ｐ含有量を０．１０％以下とする必要があり、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。なお、下限については限定されず、０％であってもよいが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Ｓは、強度向上にほとんど寄与しないばかりか、粗大な硫化物を形成することにより、鋼の延性、伸びフランジ性を低下させる。そのため、Ｓ含有量を極力低くすることが望ましい。特にこれらの問題は、Ｓ含有量が０．０３０％を超えると顕著となるため、本発明においてはＳ含有量を０．０３０％以下とする。また、Ｓ含有量を０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００３％以下とすることがより好ましく、０．００１％以下とすることがさらに好ましい。なお、下限については限定されず、０％であってもよいが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：２．０％以下
Ａｌを多量に添加すると、圧延後、中間徐冷前の急冷過程（第１急冷工程）におけるフェライト変態が促進されてしまい、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの粗大な炭化物が析出してしまう。さらに、鋼板の表面にＡｌの酸化物が生成しやすくなるため、熱延鋼板では表面の疵などの不良が、めっき鋼板では不めっきなどの不良や化成処理不良が生じやすくなる。したがって、Ａｌ含有量を２．０％以下とする必要があり、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下である。下限は特に規定しないが、脱酸剤としてＡｌを０．０１％以上含有するＡｌキルド鋼としてもよい。また、Ａｌは圧延後の中間徐冷過程において、フェライト変態を促進するとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの微細炭化物形成を促す作用を有している。前記効果を得るためにはＡｌ含有量を０．２％以上とすることが好ましく、０．５％以上とすることがより好ましい。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと高温で粗大な窒化物を形成し、強度向上にあまり寄与しない。そのため、ＮはＴｉ、Ｎｂ、Ｖ添加による高強度化の効果を小さくしてしまう。さらに、Ｎを多量に含有する鋼においては、熱間圧延中にスラブ割れがおこり、表面疵が発生するおそれがある。したがって、Ｎ含有量を０．０１０％以下とする必要があり、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。なお、下限については限定されず、０％であってもよいが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｎ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１または２以上：それぞれ０．０１〜１．０％
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶはＣと微細な炭化物を形成し、高強度化に寄与するとともに、打ち抜き性、伸びフランジ性を改善する効果も有する。このような効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１または２以上を、それぞれ０．０１％以上含有する必要がある。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１または２以上を、それぞれ１．０％を超えて添加しても、高強度化の効果はあまり大きくならないうえに、製造コストが上昇する。そのため、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの含有量は、それぞれ１．０％以下とする必要がある。

さらに、強度、打ち抜き性、伸びフランジ性などの特性を向上させることを目的として、任意に以下の成分を鋼に添加することができる。

Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの１あるいは２以上：それぞれ０．００５〜０．５０％
Ｍｏ、Ｔａ、Ｗは、微細析出物を形成することで強度、打ち抜き性、伸びフランジ性の改善に寄与する。前記効果を得るため、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗを添加する場合には、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの１または２以上を、それぞれ０．００５％以上添加することが好ましい。一方、多量にＭｏ、Ｔａ、Ｗを添加しても効果が飽和するだけでなくコストの上昇を招くことから、Ｍｏ、Ｔａ、およびＷの少なくとも一つを添加する場合には、それぞれの含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの１または２以上：それぞれ０．０１〜１．０％
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、鋼の組織を細粒化することで高強度化と靭性向上に寄与する。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの１または２以上をそれぞれ０．０１％以上添加することが好ましい。一方、多量にＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加しても効果が飽和するだけでなくコストの上昇を招くことから、Ｃｒ、Ｎｉ、およびＣｕの少なくとも一つを添加する場合には、それらの含有量をそれぞれ１．０％以下とすることが好ましい。

Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｓｂは、熱間圧延時に鋼の表面に偏析し、鋼が窒化されるのを防止する作用を有している。そのため、Ｓｂを添加することによって、粗大な窒化物の形成を抑制することができる。このような効果を得るため、Ｓｂを添加する場合には、Ｓｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＳｂを添加するとコストが上昇することから、Ｓｂを添加する場合は含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。

Ｃａ、ＲＥＭの一方または両方：それぞれ０．０００５〜０．０１％
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類金属）は硫化物の形態を制御することで延性、伸びフランジ性を向上させることができる。このような効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭの一方または両方をそれぞれ０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、多量の添加は効果が飽和するだけでなくコストが上昇することから、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭの含有量をそれぞれ０．０１％以下とすることが好ましい

本発明の高強度鋼板の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物からなる。なお、本発明の作用・効果を損なわない限りにおいて、不純物をはじめ、他の微量元素を含有することも許容される。例えば、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｚｎ、およびＯなどの不純物が合計で０．５％以下含まれることは、鋼板の特性には問題ないため、許容される。

さらに本発明においては、高強度鋼板が、面積率で５０％以上のフェライト組織を有し、Ｆｅの析出量が０．０４％以上であることが重要である。以下、前記組織の限定理由について説明する。

フェライト組織：面積率５０％以上
フェライトは加工性に優れている。本発明では、鋼板の加工性を向上させるために、鋼板の金属組織に占めるフェライト組織の割合を、面積率で５０％以上とする。フェライト面積率は、６０％以上とすることが好ましく、７０％以上とすることがより好ましい。一方、フェライト面積率の上限は特に限定されないが、１００％とすることが好ましい。

なお、フェライト以外の残部の組織については特に限定されず、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトなど、任意の組織とすることができる。靭性の観点からは、上部ベイナイト組織を含むことが好ましい。上部ベイナイト組織を含む場合、その面積率は５％以上であることが好ましく、１０％以上であることが好ましい。上部ベイナイト組織の面積率の上限は特に限定されないが、５０％未満であればよく、４０％未満とすることが好ましく、３０％未満とすることがより好ましい。

Ｆｅの析出量：０．０４質量％以上
Ｆｅは炭化物を形成すると、セメンタイトとして鋼中に析出する。Ｆｅの析出量が少ないと、打ち抜き性が大きく低下してしまう。そのため、本発明においてはＦｅの析出量を０．０４質量％以上とする。一方、Ｆｅが過剰に析出すると、伸びフランジ性が悪化してしまう。したがって、Ｆｅの析出量は０．５％質量以下であることが好ましい。より好ましくは０．３質量％以下、さらに好ましくは、０．２質量％以下である。なお、ここでＦｅの析出量とは、鋼板全体に対する、析出したＦｅの質量割合とする。

さらに本発明においては、高強度鋼板が、粒子径が２０ｎｍ未満の析出物を含有し、上記（１）式で定義されるＣ^*と上記（２）式で定義されるＣ^* _pとが、上記（３）〜（５）式の条件を満たすことが重要である。以下、上記限定の理由について説明する。

（１）、（３）、（４）式について
上記（１）式で定義されるＣ^*の値は、鋼中に含有されているＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＷの合計量を、これらの元素がすべて炭化物を形成すると仮定して、炭素量に換算した値である。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＷ（以下、Ｔｉ等と記すこともある）は、炭化物を形成して鋼の強度を向上させる作用を有している。そこで本発明では、鋼の強度を向上させるために、これらの元素を、上記（３）式で規定されるように、Ｃ^* が０．０３５以上となるように添加する。なお、Ｃ^*の上限は特に限定されないが、析出する炭化物量の増加による加工性の低下を抑制するという観点からは、０．２％以下とすることが好ましく、０．１５％以下とすることがより好ましい。

また、Ｔｉ等の元素が上記（３）式の条件を満たす量添加されていたとしても、Ｔｉ等の添加量に対してＣ含有量が少なければ、炭化物として析出する量は減少する。その結果、Ｔｉ等のうち、析出しなかったものは鋼中に固溶するが、固溶しているＴｉ等の元素は鋼の高強度化に寄与しない。また、Ｔｉ等の元素と炭化物を形成するためにＣが消費されるため、添加Ｃ量が少ないとセメンタイトを形成するためのＣ量も減ってしまう。その結果、セメンタイトの析出量が減少する。そのため、上記（４）式で規定されるように、（［Ｃ］−Ｃ^*）の値を−０．０１５以上とする必要がある。なお、（［Ｃ］−Ｃ^*）は０以上、すなわち、［Ｃ］がＣ^*以上であることが好ましい。一方、Ｔｉ等の添加量に対してＣ含有量が多すぎると、Ｔｉ等の元素と炭化物を形成しない余剰Ｃが増加する。余剰Ｃが多量に存在すると、セメンタイトの析出量が増加し、伸びフランジ性が大きく低下する。そのため、上記（４）式で規定されるように、鋼のＣ含有量（［Ｃ］−Ｃ^*）の値は０．０３以下とする必要がある。なお、（［Ｃ］−Ｃ^*）は０．０２以下であることが好ましい。

（２）、（５）式について
上述したようにＴｉ等の元素は炭化物として析出するが、粒子径が２０ｎｍ以上の析出物は、鋼板の高強度化には寄与しない。よって、本発明においては、鋼板が粒子径２０ｎｍ未満の析出物を含有している必要がある。さらにその際、鋼中に添加されたＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＷの量に対して、粒子径２０ｎｍ未満の析出物として析出しているＴｉ等の割合が少ないと、高強度化の効率が悪く製造コストが上昇し、また、十分な打ち抜き性、伸びフランジ性を得ることができない。そのため、本発明では上記（１）式で定義されるＣ^*の値に対する上記（２）式で定義されるＣ^* _pの値の比（Ｃ^* _p/Ｃ^*）を、上記（５）式で規定されるように０．３以上とする。ここで、前記Ｃ^* _pの値は、鋼中に含有されているＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＷのうち、粒子径２０ｎｍ未満の析出物中に含有されているものの合計量を、これらの元素がすべて炭化物を形成していると仮定して、炭素量に換算した値である。したがって、鋼中に含有されているＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＷが、すべて粒子径２０ｎｍ未満の析出物として析出している場合には、Ｃ^* _p/Ｃ^*は１となる。なお、Ｃ^* _p/Ｃ^*は０．５以上であることが好ましく、０．７以上であることがより好ましく、０．９以上であることがさらに好ましい。一方、Ｃ^* _p/Ｃ^*の上限については特に限定されないが、上述したように最大で１となる。

［製造方法］
次に、本発明の高強度鋼板を製造する方法について説明する。なお、温度に関する記載は、特に断らない限り鋼板の表面温度を示すものとする。

本発明の高強度鋼板は、上述した成分組成を有する鋼素材を特定の条件で熱間圧延することによって製造することができる。具体的には、次の（１）〜（５）の工程を順次行う。
（１）鋼素材に対して粗圧延と仕上げ圧延とを施して鋼板を得る熱間圧延工程、
（２）前記仕上げ圧延終了後の鋼板を冷却する第１急冷工程、
（３）前記第１急冷工程終了後の鋼板を徐冷する中間徐冷工程、
（４）前記中間徐冷終了後の鋼板を冷却する第２急冷工程、および
（５）前記第２急冷工程終了後の鋼板を巻取る巻取り工程。

さらに、
（６）前記巻取工程後の鋼板に、加工を施す加工工程
を任意に設けることもできる。

以下、上記（１）〜（６）の各工程について具体的に説明する。なお、以下に説明する以外の製造工程は特に限定されず、通常の鋼板製造方法に従うことができる。

（１）熱間圧延工程
最初に上記成分を有する鋼素材を製造する。前記鋼素材は、常法により鋼を溶製し、鋳造して製造することができる。前記鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造法を用いることが好ましい。次いで、前記鋼素材（スラブ）を熱間圧延する。前記鋼素材は、鋳造後、そのまま熱間圧延してもよく、また、温片や冷片となった後に再加熱してから熱間圧延を施してよい。熱間圧延工程は、粗圧延と仕上げ圧延の２段階で行うことができる。本発明において粗圧延の条件は特に限定されない。特に薄スラブ鋳造法を採用した場合には、粗圧延を省略してもよい。また、前記仕上げ圧延の条件は以下のとおりとする。

仕上げ圧延入り側温度：９００〜１１００℃
仕上げ圧延機入り側での鋼板の温度が低いと、粗圧延機で生成する粗大なオーステナイト粒のまま、仕上げ圧延機で歪が累積されてしまうため、変態後のフェライト粒の方位差が小さく、またフェライト粒径も大きくなるので、靭性、打ち抜き性が低下する。そのため、仕上げ圧延機入り側での鋼板温度は９００℃以上とする必要があり、９５０℃以上とすることが好ましい。一方、仕上げ圧延入り側での鋼板温度が高すぎると、オーステナイトの再結晶が進行し、歪の累積が小さくなるため、変態後のフェライト粒径が大きくなり、靭性、打ち抜き性が低下する。そのため、仕上げ圧延入り側での鋼板温度は１１００℃以下とする必要があり、１０５０℃以下とすることが好ましい。

仕上げ圧延トータル圧下率：８８％以上
仕上げ圧延におけるトータル圧下率が小さいと、オーステナイト域での歪の累積が小さくなる。そしてその結果、変態後のフェライト粒径が大きくなり、靭性、打ち抜き性が低下する。そのため、仕上げ圧延におけるトータル圧下率は８８％以上とする必要がある。なお、トータル圧下率は９０％以上とすることが好ましく、９２％以上とすることがより好ましく、９４％以上とすることがさらに好ましい。一方、仕上げ圧延トータル圧下率の上限は特に限定されないが、９６％以下とすることが好ましい。圧下率が大きくなりすぎると、圧延荷重も大きくなるので、圧延自体が困難となるためである。ここで、仕上げ圧延トータル圧下率は、仕上げ圧延開始直前の板厚ｔ１に対する仕上げ圧延終了後の板厚ｔ２の比で、（ｔ１−ｔ２）／ｔ１として定義される。

仕上げ圧延出側温度：８００〜９５０℃
仕上げ圧延の出側での鋼板の温度が低いと、仕上げ圧延終了から中間徐冷までの冷却過程（第１急冷工程）でのフェライト変態が促進されてしまい、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。さらに、仕上げ圧延の終了温度がフェライト域になると、歪誘起析出によりＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物がさらに粗大になってしまう。そのため、仕上げ最終圧延出側での鋼板温度は８００℃以上とする必要があり、８５０℃以上とすることが好ましい。一方、仕上げ圧延出側での鋼板の温度が高すぎると、オーステナイト域での歪の累積が小さくなるため、変態後のフェライト粒が大きくなり、靭性、打ち抜き性が低下する。そのため、仕上げ圧延出側の温度は９５０℃以下とする必要があり、好ましくは９００℃以下である。

仕上げ圧延出側の通板速度：３００ｍ／ｍｉｎ以上
仕上げ圧延出側における通板速度が小さいと、オーステナイト域での歪の累積が小さくなり、変態後、一部に粗大なフェライトが生成しやすくなる。そのため仕上げ圧延出側の通板速度は３００ｍ／ｍｉｎ以上とする必要があり、好ましくは４００ｍ／ｍｉｎ以上である。一方、通板速度の上限は特に限定されないが、通板安定性のため、１０００ｍ／ｍｉｎ以下とすることが好ましい。

（２）第１急冷工程
仕上げ圧延終了から中間徐冷開始までの平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
次に、仕上げ圧延終了後の鋼板を冷却する第１急冷工程を行う。第１急冷工程においては、仕上げ圧延終了から中間徐冷開始までの間における平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とする。仕上げ圧延終了から中間徐冷開始までの冷却速度が小さいと、フェライト変態が促進され、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。したがって、前記平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする必要があり、好ましくは５０℃／ｓ以上、さらに好ましくは８０℃／ｓ以上である。前記平均冷却速度の上限はとくに限定されないが、温度制御の観点からは、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。

（３）中間徐冷工程
中間徐冷開始温度：６５０℃超７５０℃以下
鋼板の温度が所定の温度に達した時点で上記急冷を終了し、中間徐冷を開始する。中間徐冷を開始する温度が高すぎると、高温下でフェライト変態が起きるため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。そのため中間徐冷開始温度は７５０℃以下とする必要がある。一方、中間徐冷開始温度が低すぎると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物を十分に析出させることができない。そのため、中間徐冷開始温度は６５０℃より高くする必要がある。

中間徐冷時の平均冷却速度：１０℃／ｓ未満
中間徐冷時の冷却速度が大きいとフェライト変態が十分に起こらず、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの微細炭化物の析出量も少なくなってしまう。そのため中間徐冷時の平均冷却速度は１０℃／ｓ未満とする必要があり、好ましくは６℃／ｓ未満である。下限はとくに限定されないが、４℃／ｓ以上とすることが好ましい。

中間徐冷時間：１〜１０ｓ
中間徐冷時間が短すぎるとフェライト変態が十分に起こらず、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの微細炭化物の析出量も少なくなってしまう。そのため、中間徐冷時間は１ｓ以上とする必要があり、好ましくは２ｓ以上、より好ましくは３ｓ以上である。一方、中間徐冷時間が長すぎるとＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大化してしまう。そのため、中間徐冷時間は１０ｓ以下とする必要があり、好ましくは６ｓ以下である。

（４）第２急冷工程
中間徐冷終了から巻取り開始までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
中間徐冷終了後、さらに第２急冷工程を実施する。第２急冷工程においては、中間徐冷終了時から後続の巻取り開始までの間の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上とする。中間徐冷終了時点から巻取りを開始するまでの冷却速度が小さすぎるとＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大化してしまう。そのため、中間徐冷終了から巻取り開始までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする必要があり、好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。上限は特に限定されないが、温度制御の観点から１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。

（５）巻取り工程
巻取り温度：３５０〜５００℃
次に、第２急冷工程終了後の鋼板をコイル状に巻取る。その際、巻取り温度を３５０〜５００℃とする。巻取温度が高すぎるとＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大化してしまう。そのため、巻取り温度は５００℃以下とする必要がある。一方、巻取り温度が低すぎるＦｅの炭化物であるセメンタイトの生成が抑制される。そのため、巻取り温度は３５０℃以上とする必要がある。

（６）加工工程
上記巻取り工程後の鋼板に軽加工を加えることで可動転位を増やし、鋼板の打ち抜き性を高めることもできる。そのためには、０．１％以上の板厚減少率で加工を施すことが好ましい。なお、前記板厚減少率は０．３％以上とすることがより好ましい。一方、板厚減少率が大きすぎると、転位の相互作用で転位が移動しにくくなり、かえって打ち抜き性が低下する。そのため、加工を施す場合には、板厚減少率を３．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．０％以下である。ここで前記加工の方法は、圧延ロールによる圧下であってもよいし、鋼板を引っ張ってテンションを加える引張り加工であってもよいし、圧延と引張りの複合でもよい。

なお、本発明の高強度鋼板には、表面処理や被覆を施したものも包含される。例えば、上述の手順で製造された熱延鋼板を酸洗して表面に形成されているスケールを除去した後、鋼板表面にめっきを施してもよい。前記めっきとしては、亜鉛めっきや、亜鉛とＡｌの複合めっき、亜鉛とＮｉの複合めっきなどの亜鉛系めっき、Ａｌめっき、ＡｌとＳｉの複合めっきなどのＡｌ系めっきなど、各種のめっきを使用できる。また、前記めっきの方式は、溶融めっき、電気めっきを問わず利用できる。また、めっき後の加熱による合金化を行うこともできる。なかでも、溶融亜鉛系めっき鋼板や合金化溶融亜鉛系めっき鋼板とすることが好ましい。さらにめっき後に、化成処理や塗装により被覆を施すこともできる。

なお、本発明の高強度鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、７８０ＭＰａ以上であることが好ましい。また、穴広げ率は、５５％以上であることが好ましい。穴広げ率の上限は１５０％程度とすることが好ましい。引張強さと穴広げ率の積（ＴＳ×λ）は、60000 ＭＰａ・％以上とすることが好ましく、150000 ＭＰａ・％以下とすることが好ましい。打ち抜き性は、後述する打ち抜き試験において、端面に割れが認められないことが好ましい。また、高強度鋼板の板厚を２．０〜４．０ｍｍとすることが好ましい。

次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。

表１に示す成分組成のスラブを加熱後、表２に示す条件にて熱間圧延を行って熱延鋼板を製造した。また、一部の鋼板については、さらに表２に記載した板厚減少率で加工を行った。得られた熱延鋼板のそれぞれから試験片を採取し、以下に述べる方法により組織および機械的特性を評価した。各項目の評価結果を表３に示す。

［フェライト面積率］
フェライト面積率を以下の手順で評価した。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面をナイタールで腐食させてミクロ組織を現出させて試料を得た。次いで、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を使用し、倍率５００倍で前記試料の表面の３００×３００μｍ²領域の組織を観察し、フェライト組織の面積率を求めた。

［Ｆｅの析出量］
Ｆｅの析出量は、電解抽出法によって求めた。具体的には次の通りである。まず、試験片を陽極として定電流電解を行い、該試験片の所定量を溶解した。前記電解は、１０％ＡＡ系電解液、すなわち、１０体積％アセチルアセトン−１質量％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液中で行った。次に、前記電解によって抽出された残渣を孔径０．２μｍのフィルターを用いて濾過し、析出物を回収した。得られた析出物を混酸で溶解した後、ＩＣＰ発光分光分析法によってＦｅを定量し、その測定値からＦｅの析出量を算出した。

［Ｃ^* _p］
（２）式で規定されるＣ^* _pの値は、以下の方法で求めた。まず、試験片を陽極として１０％ＡＡ系電解液中で定電流電解を行って該試験片の所定量を溶解した後、孔径２０ｎｍのフィルターを用いて電解液を濾過した。得られた濾液をＩＣＰ発光分光分析法によって分析し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＷの量をそれぞれ測定し、その測定値からＣ^* _pの値を算出した。

［引張試験（ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ）］
得られた熱延鋼板のそれぞれから、圧延方向に直交する方向が試験片の長手方向になるようにＪＩＳ−５号引張り試験片を切り出し、各試験片の機械的特性を、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に規定されている金属材料引張試験方法により評価した。測定した項目は、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）である。

［穴広げ率（λ）］
鋼板の伸びフランジ性を穴広げ率（λ）に基づいて評価した。穴広げ率（λ）は、各熱延鋼板から試験片を切り出し、ＪＩＳ−Ｚ２２５６に準拠して穴広げ試験を行って測定した。

［打抜き性］
鋼板の打ち抜き性は、以下の方法で評価した。直径１０ｍｍの穴をクリアランス５〜３０％で５％刻みに３回ずつ打ち抜き、もっとも端面状態が悪いサンプルを拡大鏡にて目視観察（倍率：１０倍）し、端面割れあり（×）、微小亀裂あり（△）、割れなし（○）の３段階で評価した。

表３に示した通り、本発明の条件を満たす鋼板（発明例）は、いずれも７８０ＭＰａ以上の高い引張強さ（ＴＳ）を有するとともに、優れた伸びフランジ性（穴広げ率）と打抜き性とを兼ね備えていた。一方、本発明の条件を満たさない鋼板（比較例）は、引張強さ、伸びフランジ性、および打抜き性の１つまたは２つ以上が劣っていた。

Ｎｏ．１〜７、１０〜１８、２０、および２１の鋼板における、Ｃ^* _p/Ｃ^*値と、引張強さと穴広げ率の積（ＴＳ×λ）との相間を図１に示す。同様に、前記鋼板における、Ｃ^* _p/Ｃ^*値と、打抜き性との相間を図２に示す。図１、２より、Ｃ^* _p/Ｃ^*値を０．３以上とすることにより、ＴＳ×λを６００００ＭＰａ・％以上、打ち抜き性を○とできることがわかる。

また、Ｎｏ．１〜８、１０、１１、１４〜１６、１８、１９、および２２の鋼板における、Ｆｅ析出量と打抜き性との相間を図３に示す。図３より、Ｆｅ析出量を０．０４％以上とすることにより、打ち抜き性を○とできることがわかる。なお、図１〜３においては、各図の横軸にとった値以外のパラメータの影響を除くため、横軸にとった値以外の鋼の組織と成分組成とが本願発明の条件を満たしていない鋼板のデータはプロットから除外した。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．６〜２．０％、
   Ｍｎ：１．３〜３．０％、
   Ｐ ：０．１０％以下、
   Ｓ ：０．０３０％以下、
   Ａｌ：２．０％以下、
   Ｎ ：０．０１０％以下、ならびに
   Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの１または２以上：それぞれ０．０１〜１．０％を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
   面積率で５０％以上のフェライト組織を有し、
   Ｆｅの析出量が０．０４質量％以上であり、
   粒子径が２０ｎｍ未満の析出物を含有し、
   下記（１）式で定義されるＣ^*と下記（２）式で定義されるＣ^* _pとが、下記（３）〜（５）式の条件を満たす高強度鋼板。
   記
   C^* = ([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184)×12 ……（１）
   C^* _p = ([Ti]_p/48+[Nb]_p/93+[V]_p/51+[Mo] _p/96+[Ta] _p/181+[W] _p/184)×12 ……（２）
   C^* ≧ 0.035 ……（３）
   -0.015 ≦ [C]- C^* ≦ 0.03 ……（４）
   C^* _p/C^* ≧0.3 ……（５）
   （ここで、[M]は前記高強度鋼板中における元素Mの含有量を質量％で表した値であり、 [M]_pは前記粒子径２０ｎｍ未満の析出物中に含有される元素Mの鋼板全体に対する含有量を質量％で表した値であり、前記高強度鋼板中に元素Mが含有されない場合には[M]および[M]_pは０とする）
2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｍｏ、Ｔａ、およびＷの１または２以上をそれぞれ０．００５〜０．５０％含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｃｒ、Ｎｉ、およびＣｕの１または２以上をそれぞれ０．０１〜１．０％含有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％を含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
5. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   ＣａおよびＲＥＭの一方または両方をそれぞれ０．０００５〜０．０１％含有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
6. 請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
   請求項１〜５のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材に対して粗圧延と仕上げ圧延とを施して鋼板を得る熱間圧延工程と、
   前記仕上げ圧延終了後の鋼板を、仕上げ圧延終了時から後続の中間徐冷工程開始までの間の平均冷却速度：３０℃／ｓ以上で冷却する第１急冷工程と、
   前記第１急冷工程終了後の鋼板を、６５０℃超７５０℃以下の開始温度から、１〜１０ｓの間、平均冷却速度：１０℃／ｓ未満で徐冷する中間徐冷工程と、
   前記中間徐冷終了後の鋼板を、中間徐冷終了時から後続の巻取り開始までの間の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上で冷却する第２急冷工程と、
   前記第２急冷工程終了後の鋼板を、巻取り温度を３５０〜５００℃で巻取る巻取り工程とを有し、
   前記仕上げ圧延を、
   仕上げ圧延入り側の鋼板の温度：９００〜１１００℃、
   仕上げ圧延トータル圧下率：８８％以上、
   仕上げ圧延出側の鋼板の温度：８００〜９５０℃、および
   仕上げ圧延出側の通板速度：３００ｍ／ｍｉｎ以上の条件で行う高強度鋼板の製造方法。
7. 前記巻取工程後の鋼板に、０．１〜３．０％の板厚減少率で加工を施す加工工程をさらに有する請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。

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