WO2011004779A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2011004779A1
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mass
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ferrite
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中川功一
横田毅
瀬戸一洋
城代哲史
田中裕二
山田克美
妻鹿哲也
中島勝己
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in stretch flange characteristics after processing and having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and a method for producing the same.
  • TS tensile strength
  • a tensile strength of 590 MPa class steel has been used for an automobile underbody member or a collision member such as a bumper or a center pillar because formability (mainly stretch and stretch flange characteristics) is required.
  • formability mainly stretch and stretch flange characteristics
  • the strength of automobile steel sheets has been increased, and the use of steel having a tensile strength of 980 MPa class has begun to be studied.
  • the workability decreases as the strength of the steel plate increases. Therefore, research is currently being conducted on steel sheets having high strength and high workability. Examples of techniques for improving the stretch and stretch flange characteristics include the following.
  • Patent Document 1 a carbide containing Ti, Mo and V having a ferrite single-phase structure substantially less than an average particle diameter of less than 10 nm is dispersed and precipitated, and the carbide containing Ti, Mo and V is atomic%.
  • a technique relating to a high-tensile steel plate having an average composition satisfying V / (Ti + Mo + V) ⁇ 0.3 in which Ti, Mo, and V represented has a tensile strength of 980 MPa or more is disclosed.
  • Patent Document 2 by mass, C: 0.08 to 0.20%, Si: 0.001% or more, less than 0.2%, Mn: more than 1.0%, 3.0% or less, Al: 0 0.001 to 0.5%, V: more than 0.1% and 0.5% or less, Ti: 0.05% or more and less than 0.2%, and Nb: 0.005% to 0.5%, and A steel structure that satisfies the following formula (a), formula (b), formula (c), and contains 70% by volume or more of ferrite having a balance of Fe and impurities and ferrite having an average particle size of 5 ⁇ m or less and a hardness of 250 Hv or more.
  • Patent Document 3 by mass, C: 0.05 to 0.2%, Si: 0.001 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.001 to 0 .2%, Al: 0.001 to 3%, V: more than 0.1% to 1.5%, Mo: 0.05 to 1.0% as necessary, the balance being Fe and impurities
  • a technology relating to a hot-rolled steel sheet is disclosed in which a ferrite having an average grain size of 1 to 5 ⁇ m as a main phase and a V carbonitride having an average grain size of 50 nm or less exists in the ferrite grain. Yes.
  • Patent Document 4 C: 0.04 to 0.17%, Si: 1.1% or less, Mn: 1.6 to 2.6%, P: 0.05% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.001 to 0.05%, N: 0.02% or less, V: 0.11 to 0.3%, Ti: 0.07 to 0.25%, the balance Discloses a technology relating to a high-strength steel sheet having a steel composition of iron and inevitable impurities, a tensile strength of 880 MPa or more in the direction perpendicular to the rolling, and a yield ratio of 0.8 or more.
  • Patent Document 5 in mass%, C: 0.04 to 0.20%, Si: 0.001 to 1.1%, Mn: more than 0.8%, Ti: 0.05% or more and 0.15 %, Nb: 0 to 0.05%, satisfying the following formula (d), formula (e), formula (f), and having a steel composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, 880 MPa
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having the above strength and a yield ratio of 0.80 or more is disclosed.
  • Patent Document 6 is substantially a ferrite single-phase structure, in which a precipitate containing Ti, Mo, and C is precipitated in the ferrite structure, and the thickness of the cross section perpendicular to the vector parallel to the rolling direction.
  • Patent Document 7 C: 0.10 to 0.25% by mass, Si: 1.5% or less, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.10% or less, S: 0 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.5%, N: 0.010% or less and V: 0.10 to 1.0%, and (10Mn + V) / C ⁇ 50 is satisfied, and the balance Has a composition of Fe and inevitable impurities, and a technique relating to a thin steel sheet is disclosed in which the average particle size of carbide containing V obtained for precipitates having a particle size of 80 nm or less is 30 nm or less.
  • Patent Document 8 C: 0.10 to 0.25% by mass, Si: 1.5% or less, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.10% or less, S: 0 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.5%, N: 0.010% or less and V: 0.10 to 1.0%, and (10Mn + V) / C ⁇ 50 is satisfied, and the balance Is a composition comprising Fe and unavoidable impurities, the volume occupancy of the tempered martensite phase is 80% or more, and the average particle size of carbide containing V having a particle size of 20 nm or less is 10 nm or less.
  • a technique related to a structural member is disclosed.
  • the chemical composition of the steel sheet is, by mass%, C: more than 0.02% and 0.2% or less, Si: 0.01 ⁇ 2.0%, Mn: 0.1% to 3.0%, P: 0.003 to 0.10%, S: 0.020% or less, Al: 0.001 to 1.0%, N: 0.0004 to 0.015%, Ti: 0.03 to 0.2% is contained, the balance is Fe and impurities, and the metal structure of the steel sheet contains ferrite in an area ratio of 30 to 95%, When the remaining second phase contains martensite, bainite, pearlite, and cementite, the martensite area ratio is 0 to 50%, and the steel sheet is a Ti-based carbonitride precipitate having a particle size of 2 to 30 nm.
  • Technology regarding high-strength galvanized steel sheet containing TiN at a distance 50 ⁇ 500 [mu] m average interparticle is disclosed.
  • Patent Document 10 in mass%, C: 0.01 to 0.15%, Si: 2.0% or less, Mn 0.5 to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.0. 02% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.02% or less, Cu: 0.5 to 3.0%, and the structure has a ferrite phase as the main phase, and the area ratio
  • a thin steel plate that is a composite structure having a phase containing a martensite phase of 2% or more as a second phase is subjected to a strain aging treatment that generates fine precipitates having a particle size of 10 nm or less.
  • a technique relating to a method for improving fatigue resistance is disclosed.
  • Patent Document 11 in terms of mass%, C: 0.18 to 0.3%, Si: 1.2% or less, Mn: 1 to 2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.0. 003% or less, Sol. Al 0.01 to 0.1%, Nb: 0.005 to 0.030%, V: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.10% Or a steel containing 0.005 to 0.10% in total in the range of 0.005 to 0.10%, with the balance being Fe and inevitable impurities, hot-rolled at a finishing temperature Ar3 or higher, and 500 to 650 ° C.
  • step 1 After being wound in step 1, pickling, cold rolling and heating to Ac3 ⁇ [Ac3 + 70 °C] by continuous annealing and soaking for 30 seconds or more, then primary cooling causes ferrite to be deposited in volume ratio of 3 ⁇ 20%. After that, it is rapidly cooled to room temperature in jet water and subjected to an overaging treatment at a temperature of 120 to 300 ° C. for 1 to 15 minutes, and a fine two-phase structure comprising a martensite volume occupation ratio of 80 to 97% and the balance consisting of ferrite is formed. It has a formability and a strip with a tensile strength of 150 to 200 kgf / mm 2.
  • a technique relating to a method for producing an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet having a good shape is disclosed.
  • Patent Document 12 in mass%, C: 0.0005 to 0.3%, Si: 0.001 to 3.0%, Mn: 0.01 to 3.0%, Al: 0.0001 to 0 .3%, S: 0.0001 to 0.1%, N: 0.0010 to 0.05%, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, with ferrite as the phase with the largest area ratio, and solid solution carbon : Sol. C and solute nitrogen: Sol. N is Sol. C / Sol. N: When 0.1 to 100 is satisfied and 5 to 20% of pre-strain is added, the average or each increase in yield strength and tensile strength after baking at 110 to 200 ° C.
  • Patent Documents 1 and 3 contain Mo, a significant increase in cost is caused by a recent increase in the price of Mo. Furthermore, with the globalization of the automobile industry, steel plates used for automobiles are used in severe foreign corrosive environments, and higher post-coating corrosion resistance is required for steel plates. On the other hand, since addition of Mo inhibits the formation or growth of chemical crystals, the corrosion resistance after painting of the steel sheet is lowered, and the above-mentioned demand cannot be met. Therefore, the steels described in Patent Documents 1 and 3 do not sufficiently satisfy the demands of the recent automobile industry.
  • precipitation strengthening As one of the general strengthening methods for steel. It is known that the precipitation strengthening amount is inversely proportional to the particle size of the precipitate and proportional to the square root of the precipitation amount. For example, in the steel sheets disclosed in Patent Documents 1 to 12, carbonitride-forming elements such as Ti, V, and Nb are added. In particular, Patent Documents 7, 9, and 10 conduct research on the size of precipitates. It was. However, the amount of precipitates is not always sufficient, and the problem is that the cost is increased due to poor deposition efficiency.
  • Nb added to Patent Documents 2, 5, and 11 has a high function of suppressing recrystallization of austenite after hot rolling. Therefore, there is a problem that unrecrystallized grains remain in the steel sheet and the workability is lowered. There is also a problem of increasing the rolling load during hot rolling.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet excellent in stretch flange characteristics after processing and a method for manufacturing the same.
  • Component composition is mass%, C: 0.08% to 0.20%, Si: 0.2% to 1.0%, Mn: 0.5% to 2.5%, P: 0.04% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.05% or less, Ti: 0.07% or more and 0.20% or less, V: 0.20% or more and 0.80% or less And the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the metal structure has a ferrite phase and a second phase of 80% or more and 98% or less in volume occupancy, and is contained in a precipitate having a size of less than 20 nm.
  • the total amount of the amount and the amount of V is 0.150 mass% or more, and the difference (HV ⁇ -HV S ) between the hardness (HV ⁇ ) of the ferrite phase and the hardness (HV S ) of the second phase is ⁇ 300 or more and 300
  • a high-strength steel sheet characterized by: [2] The high-strength steel sheet according to [1], wherein the amount of Ti contained in the precipitate having a size of less than 20 nm is 0.150 mass% or more. [3] The high-strength steel sheet according to [1], wherein the amount of V contained in a precipitate having a size of less than 20 nm is 0.550 mass% or more.
  • T1 First stage cooling stop temperature (° C)
  • T2 Winding temperature (° C)
  • the component composition is mass%
  • Cr 0.01% to 1.0%
  • W 0.005% to 1.0%
  • Zr 0.0005 % Or more and 0.05% or less of any 1 type or 2 types or more
  • the manufacturing method of the high strength steel plate characterized by the above-mentioned.
  • all% which shows the component of steel is mass%.
  • the high-strength steel plate in the present invention is a steel plate having a tensile strength (hereinafter sometimes referred to as TS) of 980 MPa or more, hot-rolled steel plates, and further, these steel plates are subjected to surface treatment such as plating treatment.
  • the surface-treated steel sheets that have been applied are also targeted.
  • the target characteristics of the present invention are stretch flange characteristics after rolling ( ⁇ 10 ) ⁇ 40% at an elongation rate of 10%.
  • a high-strength steel sheet having excellent stretch flange characteristics after processing and having a TS of 980 MPa or more can be obtained.
  • cost can be reduced.
  • the high-strength steel sheet of the present invention includes a ferrite phase and a second phase with a volume occupancy of 80% or more and 98% or less in addition to the component limitations described later, and is included in precipitates having a size of less than 20 nm.
  • the total amount of Ti amount and V amount is 0.150 mass% or more, and the difference (HV ⁇ -HV S ) between the hardness (HV ⁇ ) of the ferrite phase and the hardness (HV S ) of the second phase is ⁇ 300 or more and 300 It is characterized by the following.
  • the difference between the Ti amount and the V amount contained in the precipitate of less than 20 nm and the hardness (HV ⁇ -HV S ) is characterized. To do. This is the most important requirement in the present invention.
  • the volume occupancy rate of ferrite was investigated as a structural fraction for hot-rolled steel sheets having a hardness difference (HV ⁇ -HV S ) of ⁇ 300 or more and 300 or less.
  • the volume occupancy ratio of ferrite is as follows. The microstructure of the plate thickness cross section parallel to the rolling direction is expressed by 3% nital, and the position of the plate thickness 1/4 is observed at 1500 times using a scanning electron microscope (SEM). The area ratio of ferrite was measured using image processing software “Particle Analysis II” manufactured by Sumitomo Metal Technology Co., Ltd., and the volume occupation ratio was obtained.
  • the reason why the stretch flange characteristic after processing is improved by defining the hardness difference (HV ⁇ -HV S ) and the volume occupancy of ferrite is considered as follows.
  • the volume occupancy of ferrite exceeds 98%, the reason is not necessarily clear, but many voids are generated at the interface between the ferrite phase and the ferrite phase, and it is considered that the stretched flange characteristics after processing are not improved.
  • the ferrite volume occupancy is less than 80%, an extended second phase is easily formed, and voids generated at the interface between the ferrite phase and the second phase are easily connected during processing. It is thought that it does not improve.
  • This fine precipitate of less than 20 nm is achieved by containing Ti and V in the steel.
  • Ti and V each independently or in combination form a carbide.
  • these precipitates exist stably and finely under high temperature and long time within the coiling temperature within the range of the present invention.
  • precipitates containing Ti and / or V are mainly precipitated in the ferrite as carbides. This is presumably because the solid solubility limit of C in ferrite is smaller than the solid solubility limit of austenite, and supersaturated C is likely to precipitate as carbide in the ferrite.
  • Such precipitates harden (increase strength) soft ferrite, and a TS of 980 MPa or more is obtained.
  • FIG. 3 shows the relationship between the total amount of Ti and the amount of V contained in precipitates of less than 20 nm and TS.
  • FIG. 4 shows the relationship between the amount of Ti and the amount of V contained in precipitates of less than 20 nm. In addition, in FIG. 4, only the data from which TS was obtained more than 980 MPa in FIG. 3 was quoted.
  • the total amount of Ti and V contained in precipitates of less than 20 nm is less than 0.150 mass%, the number density of the precipitates is reduced and the interval between the precipitates is increased, thereby suppressing the movement of dislocations. It is considered that the strength of TS of 980 MPa or more cannot be obtained because the ferrite becomes small and the ferrite cannot be hardened sufficiently.
  • the structure has ferrite of 80% or more and 98% or less in volume occupancy, and the total amount of Ti amount and V amount contained in the precipitate having a size of less than 20 nm is 0.150 mass% or more, the difference of the ferrite phase having a hardness (HV alpha) and the second phase hardness (HV S) (HV ⁇ -HV S) is -300 to 300.
  • FIG. 4 shows the relationship between the amount of Ti and the amount of V contained in precipitates of less than 20 nm. From the results of FIG. 3 and FIG.
  • C 0.08 mass% or more and 0.20 mass% or less
  • C is an element that contributes to strengthening of the steel sheet by forming carbides with Ti and V and precipitating in ferrite.
  • C amount 0.08 mass% or more.
  • the amount of C exceeds 0.20 mass%, the stretch flange characteristics deteriorate due to coarsening of precipitates.
  • the C content is 0.08 mass% or more and 0.20 mass% or less, preferably 0.09 mass% or more and 0.18 mass% or less.
  • Si 0.2 mass% or more and 1.0 mass% or less Si is an element contributing to the promotion of ferrite transformation and solid solution strengthening. Therefore, Si is made 0.2 mass% or more. However, if the amount exceeds 1.0 mass%, the steel sheet surface properties are remarkably deteriorated and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the upper limit of Si is 1.0 mass%. From the above, the Si amount is 0.2 mass% or more and 1.0 mass% or less, preferably 0.3 mass% or more and 0.9 mass% or less.
  • Mn 0.5 mass% or more and 2.5 mass% or less Mn is an element contributing to solid solution strengthening. However, if the amount is less than 0.5 mass%, a TS of 980 MPa or more cannot be obtained. On the other hand, if the amount exceeds 2.5 mass%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the amount of Mn is 0.5 mass% or more and 2.5 mass% or less, preferably 0.5 mass% or more and 2.0 mass% or less. More preferably, it is 0.8 mass% or more and 2.0 mass% or less.
  • P 0.04 mass% or less P is segregated at the prior austenite grain boundaries, causing low-temperature toughness deterioration and workability reduction. Therefore, the amount of P is preferably reduced as much as possible, and is set to 0.04 mass% or less.
  • S 0.005 mass% or less S segregates at the prior austenite grain boundaries or precipitates in a large amount as MnS, which lowers the low-temperature toughness and remarkably deteriorates the stretch flange characteristics regardless of the presence or absence of processing. Therefore, the amount of S is preferably reduced as much as possible, and is set to 0.005 mass% or less.
  • Al 0.05 mass% or less Al is added as a deoxidizer for steel and is an element effective for improving the cleanliness of steel. In order to acquire this effect, it is preferable to contain 0.001 mass% or more. However, if the amount exceeds 0.05 mass%, a large amount of inclusions are generated, which causes wrinkling of the steel sheet. Therefore, the Al amount is set to 0.05 mass% or less. A more preferable amount of Al is 0.01 mass% or more and 0.04 mass% or less.
  • Ti 0.07 mass% or more and 0.20 mass% or less Ti is an extremely important element in strengthening precipitation of ferrite. If it is less than 0.07 mass%, it is difficult to ensure the required strength, and if it exceeds 0.20 mass%, the effect is saturated and only the cost is increased. Therefore, the Ti amount is 0.07 mass% or more and 0.20 mass% or less, preferably 0.08 mass% or more and 0.18 mass% or less.
  • V 0.20 mass% or more and 0.80 mass% or less
  • V is an element that contributes to improvement in strength as precipitation strengthening or solid solution strengthening, and is an important requirement for obtaining the effects of the present invention along with Ti described above. It becomes.
  • By compounding an appropriate amount together with Ti there is a tendency to precipitate as fine Ti-V carbide having a particle size of less than 20 nm, and the corrosion resistance after coating does not decrease like Mo. Further, the cost can be reduced compared to Mo.
  • the amount of V is less than 0.20 mass%, the above-described content effect is poor.
  • the amount of V exceeds 0.80 mass%, the effect is saturated and only the cost is increased. Therefore, the V amount is 0.20 mass% or more and 0.80 mass% or less, preferably 0.25 mass% or more and 0.60 mass% or less.
  • the steel of the present invention can obtain the desired characteristics.
  • Cr 0.01 mass% or more and 1.0 mass% or less
  • W 0.00%
  • Zr 0.0005 mass% or more and 0.05 mass% or less.
  • Cr 0.01 mass% or more and 1.0 mass% or less
  • W 0.005 mass% or more and 1.0 mass% or less
  • Zr 0.0005 mass% or more and 0.05 mass% or less Cr
  • W and Zr are precipitated in the same manner as V It has the function of strengthening ferrite in the form of a product or in a solid solution state. If the Cr amount is less than 0.01 mass%, the W amount is less than 0.005 mass%, or the Zr amount is less than 0.0005 mass%, it hardly contributes to high strength. On the other hand, if the Cr amount exceeds 1.0 mass%, the W amount exceeds 1.0 mass%, or the Zr amount exceeds 0.05 mass%, the workability deteriorates.
  • the content is Cr: 0.01 mass% or more and 1.0 mass% or less, W: 0.005 mass% or more and 1.0 mass% or less. , Zr: 0.0005 mass% or more and 0.05 mass% or less.
  • Cr 0.1 mass% to 0.8 mass%
  • W 0.01 mass% to 0.8 mass%
  • Zr 0.001 mass% to 0.04 mass%.
  • the remainder other than the above consists of Fe and inevitable impurities.
  • an inevitable impurity for example, O forms non-metallic inclusions and adversely affects the quality, so it is desirable to reduce it to 0.003 mass% or less.
  • the improvement of stretch flange characteristics after the second phase processing are mainly composed of ferrite having a low dislocation density, and the second phase has a form dispersed in islands in the steel sheet. It is considered effective to take. And as above-mentioned, from the point of the improvement of the stretch flange characteristic after a process, the volume occupation rate of a ferrite needs to be 80% or more and 98% or less. In addition to the above experimental results, when the volume occupancy of the ferrite is less than 80%, voids generated at the interface between the ferrite phase and the second phase are easily connected during processing, and the stretched flange characteristics ( ⁇ 10 ) and elongation (El) are considered to decrease.
  • the volume occupancy rate of ferrite exceeds 98%, the reason is not necessarily clear, but many voids are also generated at the interface between the ferrite phase and the ferrite phase. It is thought not to. From the above, the ferrite volume occupancy is 80% or more and 98% or less, preferably 85% or more and 95% or less. Moreover, as a 2nd phase, a bainite phase or a martensite phase is preferable. And it is effective from the point of the stretch flange characteristic to take the form disperse
  • the volume occupancy of the second phase is 2% or more and 20% or less, a more preferable state is obtained.
  • the volume occupancy of ferrite and the second phase is as follows. The microstructure of the plate thickness cross section parallel to the rolling direction is expressed by 3% nital, and the plate thickness is 1/500 times using a scanning electron microscope (SEM). The four positions are observed, and the area ratios of ferrite and second phase are measured using image processing software “Particle Analysis II” manufactured by Sumitomo Metal Technology Co., Ltd. to obtain the volume occupation ratio.
  • the total amount of Ti and V contained in the precipitate having a size of less than 20 nm is 0.150 mass% or more (where Ti and V are the concentration when the total of the total composition of steel is 100 mass%) To do) As described above, the total amount of Ti and V contained in the precipitate having a size of less than 20 nm is 0.150 mass% or more.
  • the upper limit is not particularly limited. However, if the total amount of Ti and V exceeds 1.0 mass%, the reason is not clear, but the steel sheet is brittlely broken and the target characteristics cannot be obtained.
  • precipitates and / or inclusions are collectively referred to as precipitates.
  • the amount of Ti and the amount of V contained in the precipitate having a size of less than 20 nm can be confirmed by the following method. After the sample is electrolyzed in a predetermined amount in the electrolytic solution, the sample piece is taken out of the electrolytic solution and immersed in a solution having dispersibility. Subsequently, the precipitate contained in this solution is filtered using a filter having a pore diameter of 20 nm. Precipitates that have passed through the filter having a pore diameter of 20 nm together with the filtrate have a size of less than 20 nm.
  • the filtrate after filtration is analyzed by appropriately selecting from inductively coupled plasma (ICP) emission spectrometry, ICP mass spectrometry, atomic absorption spectrometry, etc., and in the precipitate with a size of less than 20 nm. Find the amount.
  • ICP inductively coupled plasma
  • the difference (HV ⁇ ⁇ HV S ) between the hardness (HV ⁇ ) of the ferrite phase and the hardness (HV S ) of the second phase is ⁇ 300 or more and 300 or less.
  • the hardness (HV ⁇ ) of the ferrite phase The difference in hardness (HV S ) of the second phase (HV ⁇ ⁇ HV S ) is set to ⁇ 300 or more and 300 or less. If the difference in hardness is less than -300 or more than 300, the difference in deformation amount between the ferrite phase and the second phase increases when the steel sheet is processed, so that cracks at the interface between the ferrite phase and the second phase increase, which is necessary. Stretch flange characteristics after processing cannot be obtained.
  • the hardness difference should have a smaller absolute value, and is preferably from -250 to 250.
  • the high-strength steel sheet of the present invention for example, after heating a steel slab adjusted to the above chemical component range to a temperature of 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, is subjected to hot rolling at a finish rolling temperature of 850 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. Then, the first stage cooling is performed at an average cooling rate of 30 ° C./s or more to a temperature of 650 ° C. or more and less than 800 ° C., and air cooling is performed for 1 second or more and less than 5 seconds, and then the cooling rate is 20 ° C./s or more.
  • T1 First stage cooling stop temperature (° C)
  • T2 Winding temperature (° C)
  • Slab heating temperature 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower
  • carbide-forming elements such as Ti or V are present as carbides in the steel slab.
  • the slab heating temperature is set to 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower. More preferably, it is 1170 degreeC or more and 1260 degreeC or less.
  • Finishing rolling temperature in hot rolling The steel slab after processing at 850 ° C. or more and 1000 ° C. or less is hot rolled at a finishing rolling temperature of 850 ° C. to 1000 ° C., which is the end temperature of hot rolling.
  • the finish rolling temperature is less than 850 ° C.
  • the ferrite and austenite regions are rolled into an expanded ferrite structure, so that the stretch flange characteristic and the stretch characteristic are deteriorated.
  • the finish rolling temperature exceeds 1000 ° C., the ferrite grains become coarse, so that a TS of 980 MPa cannot be obtained. Therefore, finish rolling is performed at a finish rolling temperature of 850 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. More preferably, it is 870 degreeC or more and 960 degreeC or less.
  • First stage cooling After cooling hot rolling at an average cooling rate of 30 ° C./s or higher to a cooling stop temperature of 650 ° C. or higher and lower than 800 ° C., an average cooling rate of 30 to 650 ° C. to 800 ° C. from the finish rolling temperature It is necessary to perform cooling at a temperature of ° C / s or higher.
  • the cooling stop temperature is 800 ° C. or higher, nucleation is unlikely to occur, so the ferrite volume fraction does not exceed 80%, and a predetermined precipitation state of precipitates containing Ti and / or V cannot be obtained.
  • the cooling stop temperature is set to 650 ° C. or higher and lower than 800 ° C.
  • the average cooling rate from the finish rolling temperature to the cooling stop temperature is less than 30 ° C./s, pearlite is generated, so that the stretch flange characteristics and stretch characteristics after processing deteriorate.
  • the upper limit of a cooling rate is not specifically limited, In order to make it stop correctly in said cooling stop temperature range, it is preferable to set it as about 300 degreeC / s.
  • Air cooling after the first stage cooling 1 second or more and less than 5 seconds
  • the cooling is stopped and air cooling is performed for 1 second or more and 5 seconds or less. If the air-cooling time is less than 1 second, the ferrite volume occupancy does not become 80% or more, and if it exceeds 5 seconds, pearlite is generated, and the stretch flange characteristics and stretch characteristics deteriorate.
  • the cooling rate at the time of air cooling is about 15 degrees C / s or less in general.
  • Second-stage cooling after cooling at an average cooling rate of 20 ° C./s or higher to a winding temperature of 200 ° C. to 550 ° C. or lower, the second cooling is performed at an average cooling rate of 20 ° C./s or higher to a winding temperature of 200 ° C. or higher to 550 ° C. or lower. Cool down. At this time, when the average cooling rate is less than 20 ° C./s, pearlite is generated during cooling, so the average cooling rate is 20 ° C./s or more, preferably 50 ° C./s or more.
  • the upper limit of a cooling rate is not specifically limited, In order to make it stop correctly in said winding temperature range, it is preferable to set it as about 300 degreeC / s.
  • the coiling temperature is 200 ° C. or lower, the shape of the steel sheet is deteriorated.
  • the temperature exceeds 550 ° C., pearlite is generated, and the stretch flange characteristics deteriorate.
  • the hardness difference may exceed 300.
  • it is 400 degreeC or more and 520 degrees C or less.
  • T1 First stage cooling stop temperature (° C)
  • T2 Winding temperature (° C) Fine precipitation to ferrite occurs during air cooling after the first stage cooling.
  • the hardness of the precipitation strengthened ferrite phase is affected by the temperature at which precipitates are formed, that is, the first stage cooling stop temperature.
  • the hardness of the second phase is affected by the transformation temperature, that is, the winding temperature.
  • the hardness difference becomes ⁇ 300 or more and 300 or less when T1 ⁇ 0.06 ⁇ T2 + 764 is satisfied. It became clear. When T1> 0.06 ⁇ T2 + 764, the hardness of the ferrite phase is low and the hardness of the second phase is high, so the hardness difference is less than ⁇ 300.
  • the steel plate of this invention contains what gave the surface treatment and surface coating process to the surface.
  • the steel sheet of the present invention can be suitably applied to a steel sheet obtained by forming a hot-dip galvanized coating film on the hot-dip galvanized steel sheet. That is, since the steel sheet of the present invention has good workability, good workability can be maintained even when a hot dip galvanized film is formed.
  • the hot dip galvanizing is hot dip plating mainly composed of zinc and zinc (that is, containing about 90% or more), and includes those containing alloy elements such as Al and Cr in addition to zinc. Moreover, even if hot dip galvanizing is performed, alloying treatment may be performed after plating.
  • the steel melting method is not particularly limited, and all known melting methods can be applied.
  • a melting method a method of melting in a converter, electric furnace or the like and performing secondary refining in a vacuum degassing furnace is preferable.
  • the casting method is preferably a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality.
  • the effect of the present invention is not affected even if the direct feed rolling, in which the hot rolling is performed as it is, immediately after casting or after heating for the purpose of supplementary heating is performed.
  • the hot rolled material may be heated, or even if the continuous hot rolling is performed by joining the rolled material after the rough rolling, and further, the heating material of the rolled material is heated. Even if continuous rolling is performed simultaneously, the effect of the present invention is not impaired.
  • Table 1 Steel with the composition shown in Table 1 was melted in a converter, and a steel slab was obtained by continuous casting. Subsequently, these steel slabs were heated, hot-rolled, cooled and wound under the conditions shown in Tables 2 and 3 to produce hot-rolled steel sheets having a thickness of 2.0 mm.
  • the coiling temperatures shown in Tables 2 and 3 are values obtained by measuring the coiling temperature at the center in the width direction of the steel strip in the longitudinal direction of the steel strip and averaging them.
  • the amount of Ti and the amount of V contained in precipitates of less than 20 nm were determined by the following method.
  • the precipitate was peeled from the sample piece and extracted into an aqueous SHMP solution.
  • the aqueous solution of SHMP containing the precipitate is filtered using a filter having a pore diameter of 20 nm, and the filtrate after filtration is analyzed using an ICP emission spectroscopic analyzer, and the absolute amounts of Ti and V in the filtrate are determined. It was measured.
  • the absolute amount of Ti and V was divided by the electrolytic weight to obtain the Ti amount and V amount (mass% when the total composition of the sample was 100 mass%) contained in the precipitate having a size of less than 20 nm.
  • the electrolysis weight was calculated
  • a JIS No. 5 tensile test piece (parallel to the rolling direction), a hole expanding test piece, and a structure observation sample were collected from the center in the width direction at a position 30 m from the coil tip, and tensile strength was obtained by the following method: TS, elongation: El, stretch flange characteristics after processing: ⁇ 10 and hardness difference: HV ⁇ -HV S were determined and evaluated.
  • Three JIS No. 5 test pieces were collected with the rolling direction as the tensile direction, and a tensile test was performed by a method in accordance with JIS Z 2241 to determine the tensile strength (TS) and elongation (El).
  • Hardness difference HV ⁇ -HV S
  • the tester used for the Vickers hardness test was one conforming to JISB7725. Take one sample for structure observation, reveal the structure with a 3% nital solution in the cross section parallel to the rolling direction, and indent each of the ferrite grains and the second phase at a test thickness of 3 g at a thickness of 1/4. Wearing. The hardness was calculated from the diagonal length of the depression using the Vickers hardness calculation formula in JISZ2244.
  • the hardness of each of 30 ferrite grains and the second phase is measured, and the average value of each is defined as the hardness of the ferrite phase (HV ⁇ ) and the hardness of the second phase (HV S ), and the hardness difference (HV ⁇ -HV S ) Asked.
  • the volume occupancy of the ferrite and second phase is 3% nital with a microstructure of the plate thickness cross section parallel to the rolling direction, and is 1500 times using a scanning electron microscope (SEM) to obtain a plate thickness of 1/4.
  • SEM scanning electron microscope
  • the position was observed, and the area ratio of ferrite and second phase was measured using image processing software “Particle Analysis II” manufactured by Sumitomo Metal Technology Co., Ltd., and the volume occupation ratio was obtained.
  • the results obtained as described above are shown in Table 2 and Table 3 together with the production conditions.
  • the coiling temperature shown in Table 5 is a value obtained by measuring the coiling temperature at the central part in the width direction of the steel strip in the longitudinal direction of the steel strip and averaging them.
  • the high strength steel plate which was excellent in the stretch flange characteristic after a process with TS of 980 Mpa or more and (lambda) 10 of 40% or more is obtained. Furthermore, it can be seen that the steel containing Cr, W and Zr in Example 2 has improved TS as compared with the steel comprising the same component system in Example 1.
  • the steel sheet of the present invention has high strength and excellent stretch flange characteristics after processing, it is optimal as a part requiring stretch and stretch flange characteristics, such as a frame for automobiles and trucks.

Abstract

加工後の伸びフランジ特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供する。成分組成は、mass%で、C：0.08%以上0.20%以下、Si：0.2%以上1.0%以下、Mn：0.5%以上2.5%以下、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Al：0.05%以下、Ti：0.07%以上0.20%以下、V：0.20%以上0.80%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。そして、組織は体積占有率で80%以上98%以下のフェライト相と第二相である。さらに、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTiとVの合計量は0.150mass%以上である。前記フェライト相の硬度(HVα)と前記ベイナイト相の硬度(HVS)の差(HVα－HVS)は、－300以上300以下である。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、加工後の伸びフランジ特性に優れた、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。
　自動車の足回り部材、または、バンパーやセンターピラーといった衝突部材には、成形性（主に伸びおよび伸びフランジ特性）が必要とされるため、従来、引張強度５９０ＭＰａ級鋼が使用されてきた。しかし、近年では、自動車の環境負荷低減や衝撃特性向上の観点から、自動車用鋼板の高強度化が推進されており、引張強度が９８０ＭＰａ級の鋼の使用が検討され始めている。一般に、鋼板の強度が上昇するに伴い加工性は低下する。そのため、現在、高強度かつ高加工性を有する鋼板についての研究がなされている。伸びおよび伸びフランジ特性を向上させる技術として、例えば以下が挙げられる。
　特許文献１には、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ｔｉ、ＭｏおよびＶを含む炭化物は、原子％で表されるＴｉ、Ｍｏ、Ｖが、Ｖ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ）≧０．３を満たす平均組成を有する、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高張力鋼板に関する技術が開示されている。
　特許文献２には、質量で、Ｃ：０．０８~０．２０％、Ｓｉ：０．００１％以上、０．２％未満、Ｍｎ：１．０％超３．０％以下、Ａｌ：０．００１~０．５％、Ｖ：０．１％超０．５％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．２％未満およびＮｂ：０．００５％~０．５％を含有し、かつ、下記式（ａ）、式（ｂ）、式（ｃ）を満たし、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成と、平均粒径５μｍ以下で硬度が２５０Ｈｖ以上のフェライトを７０体積％以上含有する鋼組織を有し、８８０ＭＰａ以上の強度と降伏比０．８０以上を有する高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。
式（ａ）：９（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）×Ｃ／１２≦４．５×１０−５、
式（ｂ）：０．５％≦（Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦１．５、
式（ｃ）：Ｖ＋Ｔｉ×２＋Ｎｂ×１．４＋Ｃ×２＋Ｍｎ×０．１≧０．８０
　特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０５~０．２％、Ｓｉ：０．００１~３．０％、Ｍｎ：０．５~３．０％、Ｐ：０．００１~０．２％、Ａｌ：０．００１~３％、Ｖ：０．１％を超えて１．５％まで、必要に応じてＭｏ：０．０５~１．０％を含み残部はＦｅ及び不純物からなり、組織が平均粒径１~５μｍのフェライトを主相とし、フェライト粒内に平均粒径が５０ｎｍ以下のＶの炭窒化物が存在することを特徴とする熱延鋼板に関する技術が開示されている。
　特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０４~０．１７％、Ｓｉ：１．１％以下、Ｍｎ：１．６~２．６％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００１~０．０５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｖ：０．１１~０．３％、Ｔｉ：０．０７~０．２５％を含み、残部が鉄および不可避的不純物の鋼組成を有し、圧延直角方向で８８０ＭＰａ以上の引張り強さを有し、降伏比０．８以上を有する高強度鋼板に関する技術が開示されている。
　特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．０４~０．２０％、Ｓｉ：０．００１~１．１％、Ｍｎ：０．８％超、Ｔｉ：０．０５％以上０．１５％未満、Ｎｂ：０~０．０５％を含有し、かつ、下記式（ｄ）、式（ｅ）、式（ｆ）を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、８８０ＭＰａ以上の強度と降伏比０．８０以上を有する高強度熱延鋼板が開示されている。
式（ｄ）：（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）×Ｃ／１２≦３．５×１０−５
式（ｅ）：０．４≦（Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦２．０
式（ｆ）：Ｖ＋Ｔｉ×２＋Ｎｂ×１．４＋Ｃ×２＋Ｓｉ×０．２＋Ｍｎ×０．１≧０．７
　特許文献６には、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中にＴｉ、ＭｏおよびＣを含む析出物が析出してなり、かつ、圧延方向に平行なベクトルに垂直な断面の板厚１／４~３／４の領域における、隣接する各結晶粒の＜１１０＞方位コロニーの面積率が５０％以下である、引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板に関する技術が開示されている。
　特許文献７には、質量％でＣ：０．１０~０．２５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０~３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１~０．５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＶ：０．１０~１．０％を含み、かつ（１０Ｍｎ＋Ｖ）／Ｃ≧５０を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、粒径が８０ｎｍ以下の析出物について求めたＶを含む炭化物の平均粒径が３０ｎｍ以下であることを特徴とする薄鋼板に関する技術が開示されている。
　特許文献８には、質量％でＣ：０．１０~０．２５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０~３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１~０．５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＶ：０．１０~１．０％を含み、かつ（１０Ｍｎ＋Ｖ）／Ｃ≧５０を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成で、焼戻しマルテンサイト相の体積占有率が８０％以上で、粒径：２０ｎｍ以下のＶを含む炭化物の平均粒径が１０ｎｍ以下であることを特徴とする自動車用部材に関する技術が開示されている。
　特許文献９には、鋼板の表面に溶融亜鉛メッキ層を備える亜鉛メッキ鋼板において、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％超え０．２％以下、Ｓｉ：０．０１~２．０％、Ｍｎ：０．１％~３．０％、Ｐ：０．００３~０．１０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１~１．０％、Ｎ：０．０００４~０．０１５％、Ｔｉ：０．０３~０．２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であるとともに、前記鋼板の金属組織がフェライトを面積率で３０~９５％含有し、残部の第二相がマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、セメンタイトを含有するときのマルテンサイトの面積率は０~５０％であり、そして、前記鋼板が粒径２~３０ｎｍのＴｉ系炭窒化析出物を平均粒子間距離３０~３００ｎｍで含有し、かつ粒径３μｍ以上の晶出系ＴｉＮを平均粒子間距離５０~５００μｍで含有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
　特許文献１０には、質量％で、Ｃ：０．０１~０．１５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ０．５~３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｃｕ：０．５~３．０％を含有する組成を有し、かつ組織がフェライト相を主相とし、面積率で２％以上のマルテンサイト相を含む相を第二相とする複合組織である薄鋼板に、粒径が１０ｎｍ以下の微細析出物を生成させる歪み時効処理を施すことを特徴とする薄鋼板の耐疲労特性改善方法に関する技術が開示されている。
　特許文献１１には、質量％で、Ｃ：０．１８~０．３％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１~２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ０．０１~０．１％を含有し、これに更に、Ｎｂ：０．００５~０．０３０％、Ｖ：０．０１~０．１０％、Ｔｉ：０．０１~０．１０％の何れか１種または２種以上を合計で０．００５~０．１０％の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、仕上げ温度Ａｒ３点以上で熱延し、５００~６５０℃で巻き取った後、酸洗、冷間圧延し続く連続焼鈍でＡｃ３~［Ａｃ３＋７０℃］に加熱し３０秒以上均熱した後、１次冷却でフェライトを体積占有率で３~２０％析出させ、その後噴流水中で室温まで急冷し、１２０~３００℃の温度で１~１５分間の過時効処理を施し、マルテンサイト体積占有率が８０~９７％で残部がフェライトからなる微細な２相組織を有する、引張強度が１５０~２００ｋｇｆ／ｍｍ２の成形性及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法に関する技術が開示されている。
　特許文献１２には、質量％で、Ｃ：０．０００５~０．３％、Ｓｉ：０．００１~３．０％、Ｍｎ：０．０１~３．０％、Ａｌ：０．０００１~０．３％、Ｓ：０．０００１~０．１％、Ｎ：０．００１０~０．０５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、フェライトを面積率最大の相とし、固溶炭素：Ｓｏｌ．Ｃ及び固溶窒素：Ｓｏｌ．ＮがＳｏｌ．Ｃ／Ｓｏｌ．Ｎ：０．１~１００を満たし、予歪みを５~２０％付加したとき、１１０~２００℃で１~６０分の焼付け処理後の降伏強度および引張強度の上昇量の平均またはそれぞれの値が、予歪みを付加しない焼付け処理前の鋼板に比べ５０ＭＰａ以上であることを特徴とする高予歪み時において高い焼付け硬化能を持つ高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。
特開２００７−０６３６６８号公報 特開２００６−１６１１１２号公報 特開２００４−１４３５１８号公報 特開２００４−３６００４６号公報 特開２００５−００２４０６号公報 特開２００５−２３２５６７号公報 特開２００６−１８３１３８号公報 特開２００６−１８３１３９号公報 特開２００７−１６３１９号公報 特開２００３−１０５４４４号公報 特開平４−２８９１２０号公報 特開２００３−９６５４３号公報
　しかしながら、上述の従来技術には、以下の問題がある。
特許文献１および３に記載された鋼はＭｏを含有するため、近年のＭｏの価格の高騰により、著しいコストの増加を招く。さらに、自動車産業のグローバル化が進み、自動車に使用される鋼板は外国の厳しい腐食環境下において使用されるようになり、鋼板に対してより高い塗装後耐食性が必要とされている。これに対して、Ｍｏの添加は化成結晶の生成または成長を阻害するため、鋼板の塗装後耐食性を低下させ、上記要求に対応することができない。従って、特許文献１および３に記載された鋼は、近年の自動車産業の要求を十分に満たさない。
　一方、近年のプレス技術の進歩により、ドロー（絞りおよび張り出し）、トリム（穴抜き）、リストライク（穴広げ）の順の加工工程が採用される。このような加工工程を経て成形される鋼板の伸びフランジ部位には、ドロー、トリム後、すなわち加工後の伸びフランジ特性が必要とされる。しかし、加工後の伸びフランジ特性は、近年、注目された特性であるため、特許文献１~１２に記載された鋼では、必ずしも十分ではない。
　鋼の一般的な強化手法の一つとして析出強化がある。析出強化量は、析出物の粒径に反比例し、析出量の平方根に比例することが知られている。たとえば、特許文献１~１２に開示される鋼板においては、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂなどの炭窒化物形成元素が添加され、特に、特許文献７、９、１０では、析出物のサイズに関する研究がなされた。しかし、析出物量は必ずしも十分ではなく、析出効率が悪いために高コスト化することが問題とされている。
　特許文献２、５、１１に添加されるＮｂは、熱間圧延後のオーステナイトの再結晶を抑制する働きが高い。そのため、鋼板に未再結晶粒を残存させ、加工性を低下させる問題がある。また、熱間圧延時の圧延荷重を増加させる問題がある。
　本発明は、かかる事情に鑑み、加工後の伸びフランジ特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者等は、加工後の伸びフランジ特性に優れ、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板を得るべく検討したところ、以下の知見を得た。
ｉ）高強度の鋼板を得るためには、析出物を微細化（大きさ２０ｎｍ未満）し、微細な析出物（大きさ２０ｎｍ未満）の割合を高める必要がある。そして、微細なまま維持できる析出物としてＴｉ−Ｍｏを含むもの、または、Ｔｉ−Ｖを含むものが挙げられる。合金コストの観点からはＴｉとＶの複合析出が有用である。
ｉｉ）フェライト相と第二相の硬度差が−３００以上３００以下であるとき、加工後の伸びフランジ特性は向上する。また、この加工後の伸びフランジ特性に優れる組織は、第一段冷却停止温度Ｔ１および巻取り温度Ｔ２を最適範囲に制御することによって得られる。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０８％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以上０．８０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織は、体積占有率で８０％以上９８％以下のフェライト相と第二相を有し、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計量が０．１５０ｍａｓｓ％以上であり、前記フェライト相の硬度（ＨＶα）と前記第二相の硬度（ＨＶＳ）の差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下であることを特徴とする高強度鋼板。
［２］前記［１］において、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれる前記Ｔｉ量が０．１５０ｍａｓｓ％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
［３］前記［１］において、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれる前記Ｖ量が０．５５０ｍａｓｓ％以上であることを特徴とする高強度鋼板。
［４］前記［１］~［３］のいずれかにおいて、ｍａｓｓ％で、さらに、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０５％以下のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度鋼板。
［５］ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０８％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以上０．８０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、１１５０℃以上１３５０℃以下の温度に加熱したのち、仕上げ圧延温度を８５０℃以上１０００℃以下として熱間圧延を行い、次いで、６５０℃以上８００℃未満の温度まで、平均冷却速度３０℃／ｓ以上で第一段冷却し、１秒以上５秒未満の時間で空冷し、次いで、冷却速度２０℃／ｓ以上で第二段冷却し、２００℃超え５５０℃以下の温度で巻取り、式（１）を満たすことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
Ｔ１≦０．０６×Ｔ２＋７６４　　式（１）
ただし、Ｔ１：第一段冷却の停止温度（℃）、Ｔ２：巻取り温度（℃）
［６］前記［５］において、成分組成として、ｍａｓｓ％で、さらに、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０５％以下のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべてｍａｓｓ％である。また、本発明における高強度鋼板とは、引張強度（以下、ＴＳと称する場合もある）が９８０ＭＰａ以上の鋼板であり、熱延鋼板、さらには、これらの鋼板に例えばめっき処理等の表面処理を施した表面処理鋼板も対象とする。
さらに、本発明の目標とする特性は、伸張率１０％で圧延後の伸びフランジ特性（λ１０）≧４０％、である。
　本発明によれば、加工後の伸びフランジ特性に優れ、ＴＳが９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板が得られる。本発明では、Ｍｏを添加しなくても上記効果が得られるので、コストを削減できる。本発明の高強度鋼板を自動車の足回り部材やトラック用フレーム、耐衝突部材などに用いることにより、板厚減少が可能となり、自動車の環境負荷が低減され、衝撃特性が大きく向上することが期待される。
硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）と加工後の伸びフランジ特性との関係を示す図である。 フェライトの体積占有率と加工後の伸びフランジ特性との関係を示す図である。 ２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計とＴＳとの関係を示す図である。 ２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量との関係を示す図である。
　以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の高強度鋼板は、後述する成分限定に加え、金属組織は、体積占有率で８０％以上９８％以下のフェライト相と第二相を有し、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計量が０．１５０ｍａｓｓ％以上であり、フェライト相の硬度（ＨＶα）と第二相の硬度（ＨＶＳ）の差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下であることを特徴とする。
このように、本発明においては、成分限定、組織分率に加え、２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量、および硬度の差（ＨＶα−ＨＶＳ）を規定することを特徴とする。これは本発明において最も重要な要件であり、このように規定した鋼板とすることで加工後の伸びフランジ特性に優れ、ＴＳが９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板が得られる。
　次に、本発明の詳細を実験結果に基づいて説明する。
加工後の伸びフランジ特性向上のためには、硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）が重要であることが検討した結果わかった。そこで、硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）と加工後の伸びフランジ特性について調査した。
Ｃ：０．０９~０．１８５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．７０~０．８８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．００~１．５６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０９０~０．１７８ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２２５~０．７７０ｍａｓｓ％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした。次いで、これらの鋼スラブに対して、スラブ加熱温度：１２５０℃で加熱し、仕上げ温度：８９０~９５０℃で熱間圧延した。次いで、冷却速度：５５℃／ｓで６３５~８１０℃まで第一段冷却を行い、２~６ｓ空冷し、冷却速度：４０℃／ｓで第二段冷却を行い、２５０~６００℃で巻取りを施し、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を作製した。得られた熱延鋼板に対して、フェライト相の硬度（ＨＶα）と第二相の硬度（ＨＶＳ）の差（ＨＶα−ＨＶＳ）を測定するとともに、加工後の伸びフランジ特性を調査した。
なお、フェライト相の硬度（ＨＶα）と第二相の硬度（ＨＶＳ）の差（ＨＶα−ＨＶＳ）は、ビッカース硬さを用いた。ビッカース硬さ試験に用いる試験機は、ＪＩＳＢ７７２５に適合したものを用いた。組織観察用サンプルを１枚採取し、圧延方向に平行な断面について３％ナイタール溶液で組織を現出して、板厚１／４位置にて試験荷重３ｇでフェライト粒および第二相にそれぞれくぼみをつけた。くぼみの対角線長さからＪＩＳＺ２２４４にあるビッカース硬さ算出式を用い硬度を算出した。それぞれ３０個のフェライト粒および第二相の硬度を測定し、それぞれの平均値をフェライト相の硬度（ＨＶα）および第二相の硬度（ＨＶＳ）とし、硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）を求めた。
加工後の伸びフランジ特性は、穴広げ試験用試験片を３枚採取し、伸張率１０％で圧延後、鉄連規格ＪＦＳＴ　１００１に準じて穴広げ試験を行い、３枚の平均からλ１０を求めた。
　以上により得られた結果を図１に示す。図１より、硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下（符号○にて示す）の時に、加工後の伸びフランジ特性に優れる傾向にあり、一部を除き加工後の伸びフランジ特性が概ね４０％以上となっていることがわかる。フェライト相に比べ第二相が硬い場合、析出強化によりフェライト相が第二相に比べ硬い場合のいずれの場合においても、同様の傾向である。このような傾向は、相間硬度差が低減したことによって、加工時のボイドの生成量が少なくなったためと考えられる。
しかし、このように硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下の熱延鋼板の場合でも、４０％以上の加工後の伸びフランジ特性が得られない場合がある。例えば、図１において、硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）が０近辺では、加工後の伸びフランジ特性が３０％~４０％の熱延鋼板が存在する。そこで、このような加工後の伸びフランジ特性が劣っていた材料を観察したところ、加工後の伸びフランジ特性が優れていた材料と比較してフェライトの体積占有率が極端に低いか、極端に高いことが明らかとなった。そこで、次に、フェライトの体積占有率と加工後の伸びフランジ特性との関係を調査した。
　上記実験にて作製した熱延鋼板のうち、硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下の熱延鋼板に対して、組織分率としてフェライトの体積占有率を調査した。なお、フェライトの体積占有率は、圧延方向に平行な板厚断面のミクロ組織を３％ナイタールで現出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１５００倍で板厚１／４位置を観察し、住友金属テクノロジー株式会社製の画像処理ソフト「粒子解析ＩＩ」を用いてフェライトの面積率を測定し、体積占有率とした。
　得られた結果を図２に示す。図２より、フェライトの体積占有率を８０％以上９８％以下（符号○にて示す）とすることで、４０％以上の加工後の伸びフランジ特性が得られていることがわかる。
　以上の結果より、優れた加工後の伸びフランジ特性を得るためには、フェライト相の硬度（ＨＶα）と第二相の硬度の差（ＨＶα−ＨＶＳ）だけでなく、フェライトの体積占有率も規定することが重要であり、フェライト相の硬度（ＨＶα）と第二相の硬度の差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下、かつ、フェライトの体積占有率を８０％以上９８％以下とすることで、加工後の伸びフランジ特性４０％以上が確保されることがわかった。
　このように、硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）とフェライトの体積占有率を規定することで加工後の伸びフランジ特性が向上する理由は以下の通りと考えられる。フェライトの体積占有率が９８％超えでは、理由は必ずしも明らかではないが、フェライト相とフェライト相の界面にもボイドが多く生成するため、加工後の伸びフランジ特性が向上しないと考えられる。また、フェライト体積占有率が８０％未満では、伸展した第二相が形成しやすく、フェライト相と第二相の界面に発生するボイドが加工時に連結しやすくなるため、加工後の伸びフランジ特性が向上しないと考えられる。
　本発明では、加工後の伸びフランジ特性に加えて、さらに、高強度ＴＳ≧９８０を課題とする。そこで、次に、高強度とするための手段を検討した。その結果、前述の通り、高強度鋼板を得るためには、析出物を微細化（大きさ２０ｎｍ未満）し、微細な析出物（大きさ２０ｎｍ未満）の割合を高め必要があることがわかった。析出物の大きさが２０ｎｍ以上では、転位の移動を抑制する効果が小さく、フェライトを十分に硬質化できないため、強度が低下する場合がある。よって、析出物の大きさは２０ｎｍ未満とすることが好ましい。この２０ｎｍ未満の微細な析出物は、鋼中にＴｉ、Ｖを含有することにより達成される。ＴｉとＶは、それぞれ単独でまたは複合で炭化物を形成する。理由は明らかではないが、これらの析出物は、本発明範囲の巻取り温度内の高温長時間下において、安定的に微細なままで存在することがわかった。
本発明の高強度鋼板において、Ｔｉおよび／またはＶを含む析出物は、主に炭化物としてフェライト中に析出している。これは、フェライトにおけるＣの固溶限がオーステナイトの固溶限より小さく、過飽和のＣがフェライト中に炭化物として析出しやすいためと考えられる。こうした析出物により軟質のフェライトが硬質化（高強度化）し、９８０ＭＰａ以上のＴＳが得られる。
　そこで、上記実験にて作製した熱延鋼板のうち、硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下で、かつ、フェライトの体積占有率が８０％以上９８％以下の熱延鋼板に対して、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉとＶの量について調査した。
図３に２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計とＴＳの関係を示す。図４に２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の関係を示す。なお、図４においては、図３においてＴＳが９８０ＭＰａ以上得られているデータのみを引用した。
図３より、２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計が０．１５０ｍａｓｓ％以上のとき（符号○にて示す）、ＴＳが９８０ＭＰａ以上になることがわかる。２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計量が０．１５０ｍａｓｓ％未満の場合は、析出物の数密度が小さくなり、各析出物の間隔が広くなるため、転位の移動を抑制する効果が小さくなり、フェライトを十分に硬質化できないため、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の強度が得られなくなると考えられる。
以上より、組織は、体積占有率で８０％以上９８％以下のフェライトを有し、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計量が０．１５０ｍａｓｓ％以上であり、フェライト相の硬度（ＨＶα）と第二相の硬度（ＨＶＳ）の差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下とする。
図４に２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の関係を示す。図３と図４の結果から、２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計が０．１５０ｍａｓｓ％以上であれば、Ｖ量が０ｍａｓｓ％の場合、すなわち、ＴｉとＶの複合析出ではなくＴｉの単独析出であっても、本発明の効果は得られることがわる。同様に、Ｔｉ量が０ｍａｓｓ％の場合、すなわち、Ｖの単独析出であっても、本発明の効果は得られることがわかる。
図４から、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＶ量が０ｍａｓｓ％の場合は、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量が０．１５０ｍａｓｓ％以上であり、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量が０ｍａｓｓ％の場合は、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＶ量が０．５５０ｍａｓｓ％以上であることがわかる。
　次に、本発明における鋼の化学成分（成分組成）の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、ＴｉやＶと炭化物を形成しフェライト中に析出することで、鋼板の強度化に寄与する元素である。ＴＳを９８０ＭＰａ以上とするためには、Ｃ量を０．０８ｍａｓｓ％以上とする必要がある。一方、Ｃ量が０．２０ｍａｓｓ％を超えると析出物の粗大化により伸びフランジ特性が低下する。以上より、Ｃ量は０．０８ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下、好ましくは、０．０９ｍａｓｓ％以上０．１８ｍａｓｓ％以下とする。
　Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、フェライト変態の促進および固溶強化に寄与する元素である。そのため、Ｓｉは０．２ｍａｓｓ％以上とする。ただし、その量が１．０ｍａｓｓ％を超えると鋼板表面性状が著しく劣化し、耐食性が低下するため、Ｓｉの上限は１．０ｍａｓｓ％とする。以上より、Ｓｉ量は０．２ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以上０．９ｍａｓｓ％以下とする。
　Ｍｎ：０．５ｍａｓｓ％以上２．５ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは固溶強化に寄与する元素である。しかしながら、その量が０．５ｍａｓｓ％に満たないと９８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。一方、その量が２．５ｍａｓｓ％を超えると、溶接性を著しく低下させる。よって、Ｍｎ量は０．５ｍａｓｓ％以上２．５ｍａｓｓ％以下、好ましくは０．５ｍａｓｓ％以上２．０ｍａｓｓ％以下である。さらに好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以上２．０ｍａｓｓ％以下とする。
　Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下
Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析するため、低温靭性劣化と加工性の低下を招く。そのため、Ｐ量は極力低減することが好ましく、０．０４ｍａｓｓ％以下とする。
　Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓは旧オーステナイト粒界に偏析したり、ＭｎＳとして多量に析出すると、低温靭性を低下させたり、また、加工の有無に関わらず伸びフランジ特性を著しく低下させる。そのため、Ｓ量は極力低下することが好ましく、０．００５ｍａｓｓ％以下とする。
　Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには０．００１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。しかし、その量が０．０５ｍａｓｓ％を超えると介在物が多量に発生し、鋼板の疵の原因になるため、Ａｌ量は０．０５ｍａｓｓ％以下とする。より好ましいＡｌ量は０．０１ｍａｓｓ％以上０．０４ｍａｓｓ％以下である。
　Ｔｉ：０．０７ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下
Ｔｉは、フェライトを析出強化する上で非常に重要な元素である。０．０７ｍａｓｓ％未満では、必要な強度を確保することが困難であり、０．２０ｍａｓｓ％を超えるとその効果は飽和し、コストアップとなるだけである。よって、Ｔｉ量は０．０７ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下、好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上０．１８ｍａｓｓ％以下とする。
　Ｖ：０．２０ｍａｓｓ％以上０．８０ｍａｓｓ％以下
Ｖは、析出強化または固溶強化として強度の向上に寄与する元素であり、上記のＴｉと並んで本発明の効果を得る上で、重要な要件となる。適量をＴｉとともに複合含有することで、粒径２０ｎｍ未満の微細なＴｉ−Ｖ炭化物として析出する傾向にあり、かつ、Ｍｏのように塗装後耐食性を低下させることはない。また、Ｍｏに比べコストを低減させるこができる。Ｖ量が０．２０ｍａｓｓ％未満では、上記含有効果が乏しい。一方、Ｖ量が０．８０ｍａｓｓ％超えでは、その効果は飽和し、コストアップとなるだけである。よって、Ｖ量は０．２０ｍａｓｓ％以上０．８０ｍａｓｓ％以下、好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以上０．６０ｍａｓｓ％以下とする。
　以上の含有元素で、本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の含有元素に加えて、以下の理由により、さらにＣｒ：０．０１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．００５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のいずれか１種または２種以上を含有してもよい。
　Ｃｒ：０．０１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．００５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下
Ｃｒ、ＷおよびＺｒは、Ｖと同様、析出物を形成して、あるいは固溶状態でフェライトを強化する働きを有する。Ｃｒ量が０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｗ量が０．００５ｍａｓｓ％未満、あるいはＺｒ量が０．０００５ｍａｓｓ％未満では高強度化にほとんど寄与しない。一方、Ｃｒ量が１．０ｍａｓｓ％超え、Ｗ量が１．０ｍａｓｓ％超え、あるいはＺｒ量が０．０５ｍａｓｓ％超えでは加工性が劣化する。よって、Ｃｒ、Ｗ、Ｚｒのいずれか１種または２種以上を含有する場合、その含有量はＣｒ：０．０１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．００５ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０００５ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下とする。好ましくはＣｒ：０．１ｍａｓｓ％以上０．８ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．０１ｍａｓｓ％以上０．８ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．００１ｍａｓｓ％以上０．０４ｍａｓｓ％以下である。
　なお、上記以外の残部はＦｅおよび不可避不純物からなる。不可避不純物として、例えば、Ｏは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、０．００３ｍａｓｓ％以下に低減するのが望ましい。また、本発明では、発明の作用効果を害さない微量元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂを０．１ｍａｓｓ％以下の範囲で含有してもよい。
　次に、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
　８０％以上９８％以下のフェライトと第二相
加工後の伸びフランジ特性の向上には、転位密度の低いフェライトが主相となり、また、第二相は、鋼板中に島状に分散した形態をとることが有効であると考えられる。そして、前述の通り、加工後の伸びフランジ特性の向上の点から、フェライトの体積占有率は８０％以上９８％以下とする必要がある。また、前述の実験結果に加え、フェライトの体積占有率が８０％未満の場合は、フェライト相と第二相の界面に発生するボイドが加工時に連結しやすくなり、加工後の伸びフランジ特性（λ１０）および伸び（Ｅｌ）が低下することが考えられる。一方、フェライトの体積占有率が９８％を超えた場合は、理由は必ずしも明らかではないが、フェライト相とフェライト相の界面にも多くボイドが生成するため、やはり、加工後の伸びフランジ特性が向上しないと考えられる。以上より、フェライトの体積占有率は、８０％以上９８％以下、好ましくは、８５％以上９５％以下とする。
また、第二相としては、ベイナイト相もしくはマルテンサイト相が好ましい。そして、鋼板中に島状に分散した形態をとることが伸びフランジ特性の点から有効である。
第二相の体積占有率が２％未満の場合は、第二相が少ないために伸びフランジ特性が向上しなくなる場合がある。一方、２０％を超えた場合は、第二相が過多となり、鋼板が変形される際に、第二相の連結が生じるため、加工後の伸びフランジ特性（λ１０）および伸び（Ｅｌ）が低下する場合がある。よって、第二相の体積占有率を２％以上２０％％以下とすれば、より好ましい状態となる。ここで、フェライト、第二相の体積占有率は、圧延方向に平行な板厚断面のミクロ組織を３％ナイタールで現出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１５００倍で板厚１／４位置を観察し、住友金属テクノロジー株式会社製の画像処理ソフト「粒子解析ＩＩ」を用いてフェライトおよび第二相の面積率を測定し、体積占有率とする。
　大きさが２０ｎｍ未満の析出物にふくまれるＴｉ量とＶ量の合計量が０．１５０ｍａｓｓ％以上（ここでＴｉ量とＶ量は、鋼の全組成の合計を１００ｍａｓｓ％とした場合の濃度とする）
前述の通り、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計量は０．１５０ｍａｓｓ％以上とする。上限は特に限定しないが、Ｔｉ量とＶ量の合計量が１．０ｍａｓｓ％を超えて析出すると、理由は明らかではないが、鋼板は脆性的に破壊し、目標の特性が得られなくなる。なお、析出物及び／又は介在物を、まとめて析出物等と称する。
また、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量は、以下の方法により確認することができる。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径２０ｎｍのフィルタを用いてろ過する。この孔径２０ｎｍのフィルタをろ液と共に通過した析出物が大きさ２０ｎｍ未満である。次いで、ろ過後のろ液に対して、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法、ＩＣＰ質量分析法、および原子吸光分析法等から適宜選択して分析し、大きさ２０ｎｍ未満での析出物における量を求める。
　フェライト相の硬度（ＨＶα）と第二相の硬度（ＨＶＳ）の差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下
前述の通り、本発明では、フェライト相の硬度（ＨＶα）と第二相の硬度（ＨＶＳ）の差（ＨＶα−ＨＶＳ）は−３００以上３００以下とする。硬度差が−３００未満もしくは３００超えでは、鋼板が加工を受けた時にフェライト相と第二相の変形量の差が大きくなるため、フェライト相と第二相の界面におけるクラックが増大し、必要とする加工後の伸びフランジ特性が得られなくなる。硬度差は、その絶対値が小さいほうが良く、好ましくは−２５０以上２５０以下である。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、例えば、上記化学成分範囲に調整された鋼スラブを、１１５０℃以上１３５０℃以下の温度に加熱したのち、仕上げ圧延温度を８５０℃以上１０００℃以下として熱間圧延を行い、次いで、６５０℃以上８００℃未満の温度まで、平均冷却速度３０℃／ｓ以上で第一段冷却し、１秒以上５秒未満の時間で空冷し、次いで、冷却速度２０℃／ｓ以上で第二段冷却し、２００℃超え５５０℃以下の温度で巻取り、式（１）を満たすことにより得られる。
Ｔ１≦０．０６×Ｔ２＋７６４　　式（１）
ただし、Ｔ１：第一段冷却の停止温度（℃）、Ｔ２：巻取り温度（℃）
これらの条件について以下に詳細に説明する。
　スラブ加熱温度：１１５０℃以上１３５０℃以下
ＴｉあるいはＶなどの炭化物形成元素は、鋼スラブ中ではほとんどが炭化物として存在している。熱間圧延後にフェライト中に目標どおりに析出させるためには熱間圧延前に炭化物として析出している析出物を一旦溶解させる必要がある。そのためには１１５０℃以上で加熱する必要がある。一方、１３５０℃を超えて加熱すると、結晶粒径が粗大になりすぎて加工後の伸びフランジ特性、伸び特性ともに劣化するので１３５０℃以下とする。以上より、スラブ加熱温度は、１１５０℃以上１３５０℃以下とする。より好ましくは１１７０℃以上１２６０℃以下である。
　熱間圧延における仕上げ圧延温度：８５０℃以上１０００℃以下
加工後の鋼スラブは、熱間圧延の終了温度である仕上げ圧延温度８５０℃~１０００℃で熱間圧延される。仕上げ圧延温度が８５０℃未満では、フェライト＋オーステナイトの領域で圧延され、展伸したフェライト組織となるため、伸びフランジ特性や伸び特性が劣化する。一方、仕上げ圧延温度が１０００℃を超えると、フェライト粒が粗大化するため、９８０ＭＰａのＴＳが得られない。よって、仕上げ圧延温度８５０℃以上１０００℃以下で仕上げ圧延を行う。
より好ましくは８７０℃以上９６０℃以下である。
　第一段冷却：冷却停止温度６５０℃以上８００℃未満の温度まで平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却
熱間圧延後は、仕上げ圧延温度から冷却温度６５０℃~８００℃まで、平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却を行う必要がある。冷却停止温度が８００℃以上では、核生成が起こりにくいためフェライトの体積率が８０％以上にならず、Ｔｉおよび／またはＶを含む析出物の所定の析出状態が得られない。冷却停止温度が６５０℃未満では、Ｃ、Ｔｉの拡散速度が低下するため、フェライトの体積率が８０％以上にならず、Ｔｉおよび／またはＶを含む析出物の所定の析出状態が得られない。したがって、冷却停止温度は６５０℃以上８００℃未満とする。また、仕上げ圧延温度から冷却停止温度までの平均冷却速度が３０℃／ｓ未満では、パーライトが生成するため加工後の伸びフランジ特性や伸び特性が劣化する。なお、冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記の冷却停止温度範囲内に正確に停止させるためには、３００℃／ｓ程度とすることが好ましい。
　第一段冷却後の空冷：１秒以上５秒未満
第一の冷却後、１秒以上５秒以下の間、冷却を停止して空冷する。この空冷している時間が１秒未満ではフェライトの体積占有率が８０％以上にならず、５秒を超えるとパーライトが生成し、伸びフランジ特性や伸び特性が劣化する。なお、空冷時の冷却速度は、おおむね１５℃／ｓ以下である。
　第二段冷却：平均冷却速度２０℃／ｓ以上で巻取り温度２００℃超え５５０℃以下まで冷却
空冷後は、巻取り温度２００℃超え５５０℃以下まで平均冷却速度２０℃／ｓ以上で第二の冷却を行なう。このとき、平均冷却速度が２０℃／ｓ未満では、冷却中にパーライトが生成するため、平均冷却速度は２０℃／ｓ以上、好ましくは５０℃／ｓ以上とする。なお、冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記の巻取り温度範囲内に正確に停止させるためには、３００℃／ｓ程度とすることが好ましい。
また、巻取り温度が２００℃以下では、鋼板の形状が悪くなる。一方、５５０℃超えでは、パーライトが生成し、伸びフランジ特性が劣化する。さらに、硬度差が３００超えとなる場合がある。好ましくは、４００℃以上５２０℃以下である。
　Ｔ１≦０．０６×Ｔ２＋７６４
ただし、Ｔ１：第一段冷却の停止温度（℃）、Ｔ２：巻取り温度（℃）
第一段冷却後の空冷中に、フェライトへの微細析出が生じる。これより、大部分のフェライト相は析出強化される。析出強化されたフェライト相の硬さは、析出物が生成する温度、つまり、第一段冷却停止温度に影響される。一方、第二相の硬さは、変態温度、つまり、巻取り温度に影響される。さまざまな研究の結果により、第一段冷却停止温度をＴ１（℃）、巻取り温度をＴ２（℃）とするとＴ１≦０．０６×Ｔ２＋７６４を満たすとき、硬度差が−３００以上３００以下となることが明らかとなった。Ｔ１＞０．０６×Ｔ２＋７６４では、フェライト相の硬度が低く、かつ、第二相の硬度が高いために、硬度差が−３００未満となる。
　以上により、加工後の伸びフランジ特性に優れた高強度鋼板が得られる。なお、本発明の鋼板には、表面に表面処理や表面被覆処理を施したものを含む。特に、本発明の鋼板には溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛めっき系鋼板としたものに好適に適用できる。すなわち、本発明の鋼板は良好な加工性を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても良好な加工性を維持できる。ここで、溶融亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした（すなわち約９０％以上を含有する）溶融めっきであり、亜鉛のほかにＡｌ、Ｃｒなどの合金元素を含んだものも含む、また、溶融亜鉛系めっきを施したままでも、めっき後に合金化処理を行なってもかまわない。
　また、鋼の溶製方法は特に限定されず、公知の溶製方法の全てを適応することができる。例えば、溶製方法としては、転炉、電気炉等で溶製し、真空脱ガス炉にて２次精錬を行なう方法が好適である。鋳造方法は、生産性、品質上の観点から、連続鋳造方法が好ましい。また、鋳造後、直ちに、または補熱を目的とする加熱を施した後に、そのまま熱間圧延を行なう直送圧延を行なっても、本発明の効果に影響はない。さらに、粗圧延後に、仕上圧延前で、熱延材を加熱してもよく、粗圧延後に圧延材を接合して行なう連続熱延を行なっても、さらには、圧延材の加熱材の加熱と連続圧延を同時に行なっても、本発明の効果は損なわれない。
　表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした。次いで、これらの鋼スラブに対して、表２および表３に示す条件で加熱、熱間圧延、冷却、巻取りを施し板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を作製した。なお、ここで、表２および表３に示す巻取温度は鋼帯の幅方向中央部の巻取温度を鋼帯の長手方向に計測し、それらを平均した値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた熱延鋼板に対して、以下に示す方法で２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量を求めた。
　大きさ２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量の測定
上記により得られた熱延鋼板を適当な大きさに切断し、１０％ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン−１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）中で、約０．２ｇを電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解した。
電解後の、表面に析出物が付着している試料片を電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液（５００ｍｇ／ｌ）（以下、ＳＨＭＰ水溶液と称す）中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試料片から剥離しＳＨＭＰ水溶液中に抽出した。次いで、析出物を含むＳＨＭＰ水溶液を、孔径２０ｎｍのフィルタを用いてろ過し、ろ過後のろ液に対してＩＣＰ発光分光分析装置を用いて分析し、ろ液中のＴｉとＶの絶対量を測定した。次いで、ＴｉとＶの絶対量を電解重量で除して、大きさ２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量（試料の全組成を１００質量％とした場合の質量％）を得た。なお、電解重量は、析出物剥離後の試料に対して重量を測定し、電解前の試料重量から差し引くことで求めた。
　また、コイル先端部から３０ｍの位置で幅方向中央から、ＪＩＳ５号引張試験片（圧延方向に平行方向）、穴広げ試験片および組織観察用サンプルを採取して、以下に示す方法で引張強度：ＴＳ、伸び：Ｅｌ、加工後の伸びフランジ特性：λ１０および硬度差：ＨＶα−ＨＶＳを求め、評価した。
　引張強度：ＴＳ、伸び：Ｅｌ
圧延方向を引張り方向としてＪＩＳ５号試験片３本採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した方法で引張り試験を行ない、引張り強さ（ＴＳ）、および伸び（Ｅｌ）を求めた。
　加工後の伸びフランジ特性：λ１０
穴広げ試験用試験片を３枚採取し、伸張率１０％で圧延後、鉄連規格ＪＦＳＴ　１００１に準じて穴広げ試験を行い、３枚の平均からλ１０を求めた。
　硬度差：ＨＶα−ＨＶＳ
ビッカース硬さ試験に用いる試験機は、ＪＩＳＢ７７２５に適合したものを用いた。組織観察用サンプルを１枚採取し、圧延方向に平行な断面について３％ナイタール溶液で組織を現出して、板厚１／４位置にて試験荷重３ｇでフェライト粒および第二相にそれぞれくぼみをつけた。
くぼみの対角線長さからＪＩＳＺ２２４４にあるビッカース硬さ算出式を用い硬度を算出した。それぞれ３０個のフェライト粒および第二相の硬度を測定し、それぞれの平均値をフェライト相の硬度（ＨＶα）および第二相の硬度（ＨＶＳ）とし、硬度差（ＨＶα−ＨＶＳ）を求めた。
　また、フェライトおよび第二相の体積占有率は、圧延方向に平行な板厚断面のミクロ組織を３％ナイタールで現出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１５００倍で板厚１／４位置を観察し、住友金属テクノロジー株式会社製の画像処理ソフト「粒子解析ＩＩ」を用いてフェライトおよび第二相の面積率を測定し、体積占有率とした。
以上により得られた結果を表２および表３に製造条件と併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２より、本発明例では、ＴＳ（強度）が９８０ＭＰａ以上、λ１０が４０％以上で加工後の伸びフランジ特性に優れた高強度鋼板が得られている。また、Ｅｌ（伸び）も１５％以上と十分な特性を示している。
　一方、表３より比較例は、ＴＳ、λ１０のいずれか１つ以上が劣っている。
　表４に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした。次いで、これらの鋼スラブに対して、表５に示す条件で加熱、熱間圧延、冷却、巻取りを施し板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を作製した。なお、ここで、表５に示す巻取温度は鋼帯の幅方向中央部の巻取温度を鋼帯の長手方向に計測し、それらを平均した値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた熱延鋼板に対して、実施例１と同様の方法で２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量およびＶ量を求めた。また、実施例１と同様の方法で引張強度：ＴＳ、伸び：Ｅｌ、加工後の伸びフランジ特性：λ１０および硬度差：ＨＶα−ＨＶＳを求め、評価した。
以上により得られた結果を表５に製造条件と併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５より、本発明例では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、λ１０が４０％以上で加工後の伸びフランジ特性に優れた高強度鋼板が得られている。さらに、実施例２におけるＣｒ、ＷやＺｒを含有した鋼は、実施例１における同一の成分系からなる鋼に比べて、ＴＳが向上していることがわかる。
　本発明の鋼板は高強度であり、かつ、優れた加工後の伸びフランジ特性を有するので、例えば、自動車やトラック用のフレーム等、伸びおよび伸びフランジ特性を必要とする部品として最適である。

Claims (6)

  1. 　成分組成は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０８％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以上０．８０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織は、体積占有率で８０％以上９８％以下のフェライト相と第二相を有し、大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ量とＶ量の合計量が０．１５０ｍａｓｓ％以上であり、前記フェライト相の硬度（ＨＶα）と前記第二相の硬度（ＨＶＳ）の差（ＨＶα−ＨＶＳ）が−３００以上３００以下であることを特徴とする高強度鋼板。
  2. 　大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれる前記Ｔｉ量が０．１５０ｍａｓｓ％以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　大きさが２０ｎｍ未満の析出物に含まれる前記Ｖ量が０．５５０ｍａｓｓ％以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  4. 　ｍａｓｓ％で、さらに、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０５％以下のいずれか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１~３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  5. 　ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０８％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以上０．８０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、１１５０℃以上１３５０℃以下の温度に加熱したのち、仕上げ圧延温度を８５０℃以上１０００℃以下として熱間圧延を行い、次いで、６５０℃以上８００℃未満の温度まで、平均冷却速度３０℃／ｓ以上で第一段冷却し、１秒以上５秒未満の時間で空冷し、次いで、冷却速度２０℃／ｓ以上で第二段冷却し、２００℃超え５５０℃以下の温度で巻取り、式（１）を満たすことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
    Ｔ１≦０．０６×Ｔ２＋７６４　　式（１）
    ただし、Ｔ１：第一段冷却の停止温度（℃）、Ｔ２：巻取り温度（℃）
  6. 　成分組成として、ｍａｓｓ％で、さらに、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０５％以下のいずれか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５に記載の高強度鋼板の製造方法。
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