JP4696870B2

JP4696870B2 - 高強度鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP4696870B2
Application number: JP2005335130A
Authority: JP
Inventors: 総人北野; 才二松岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-11-21
Filing date: 2005-11-21
Publication date: 2011-06-08
Anticipated expiration: 2025-11-21
Also published as: JP2007138261A

Description

本発明は、家電製品、自動車部品等に適用される高強度鋼板の製造方法に関する。

家電製品や自動車部品へ鋼板を適用するに際しては、剛性、素材の薄肉化による軽量化などの観点から、高強度鋼板の適用が有望と考えられている。そして、プレス成形を伴なう場合には優れた張出し性、伸びフランジ性が素材に要求されることから、高強度鋼板に対しても伸び、伸びフランジ性の高いことが望まれる。
また、成形後の部品特性として、使用環境が寒冷雰囲気である場合には、強度(静的、動的な凹み難さ)や耐衝撃性能に加えて、低温靭性(耐二次加工脆性)が重要であると考えられる。耐二次加工脆性は、素材強度が高く、プレス成形が厳しい部品ほど不利になることから、高強度鋼板に対して特性向上が求められており、このような素材要求に対し、これまでに種々の鋼板及びその製造技術が開示されている。

特許文献１には、伸びフランジ性の優れた低炭素熱延鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献2には、Si添加のフェライト、ベイナイト組織を主体とする高強度熱延鋼板が開示されている。特許文献3には、加工用低炭素熱延高張力鋼板の製造方法が開示されている。
特許第2555436号公報特開平4-88125号公報特開昭58-6936号公報

特許文献1に開示された技術によれば、γ域仕上圧延後の急速冷却と250〜540℃の低温巻取りにより、鋼板組織を微細フェライト＋ベイナイト組織とし、引張強度が52〜61kgf/mm²、Elが25〜31%、λが101〜141%の特性を有する熱延鋼板が得られている。このような引張強度が45kgf/mm²（440MPa）級の鋼板では、強度−延性の指標であるTS×El値が16000MPa・%以上であれば張出し性は良好であり、また強度−穴拡げ性の指標であるTS×λ値(λ値：穴拡げ率)が45000MPa・%であれば、伸びフランジ性は好ましい。これに対して特許文献１に記載の鋼板は、TS×λ値は60378〜73539MPa・%と高いことから、強度-伸びフランジ性バランスが良好であるが、TS×El値は14945〜15798MPa・%と低く、強度-伸びバランスは低く、張出し性は好ましくない。また、国内外の寒冷地使用を考慮した場合、耐二次加工脆性の遷移温度（脆性破壊しない最低温度）は-60℃以下が必要と考えられる。しかし特許文献１では、耐二次加工脆性を意図しておらず、良好な低温靭性が得られないと考えられる。

特許文献2に開示された技術によれば、Si添加の低炭素鋼において、仕上圧延後にC、Si、Mn、P量で規定される温度までの急冷と低温巻取り(350超〜500℃)により、TS×El値が17493〜18110MPa・%で、TS×λ値が63700〜77714MPa・%の伸び、伸びフランジ性の良好な複合組織鋼板が得られるとしている。しかし、特許文献２では、マルテンサイトを含むため、良好な耐二次加工脆性は得られないと考えられる。また、表面性状に好ましくないSiを積極的に添加しているため、熱延鋼板の表面外観は低下しているばかりか、自動車用部品に多く使用されている溶融亜鉛めっき鋼板への適用にも好ましくない。

特許文献3では、γ域において仕上圧延終了後、20℃/s以上の冷却速度による二段冷却制御により、微細フェライト、パーライト組織を有し、TS×El値が13495〜14582MPa・%の強度鋼板を開示している。しかし特許文献3に記載の鋼板では十分な延性が得られているとは言い難い。また、仕上圧延後の冷却速度も低いため、十分な細粒組織が得られていないと予想されることから、耐二次加工脆性は低いと考えられる。更に、伸びフランジ性を意図していないことから、伸びフランジ成形性が低いと考えられる。
このように従来の技術は、いずれも自動車部品等に適用される高強度鋼板に求められる優れた伸び(TS×El値≧16000MPa・%)、優れた伸びフランジ性(TS×λ値≧45000MPa・%)、そして優れた耐二次加工脆性(遷移温度≦-60℃)が得られていない。

本発明では、かかる事情に鑑み、上記問題点を解決するためになされたもので、伸び、伸びフランジ性及び耐二次加工脆性に優れた高強度鋼板を得ることを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究した。その結果、フェライト、パーライトを主体とする鋼板組織において、伸び、伸びフランジ性及び耐二次加工脆性を向上させるには、これらの組織を微細化することが重要であり、そのためには、所定の鋼成分とともに、これらの組織が形成される熱間仕上圧延後の冷却速度を適正な範囲に制御することが有効であることを見出した。

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］質量%で、C:0.10〜0．20%、Si≦0.5%、Mn:0.5〜1.2%、P:0.01〜0.1%、S≦0．01%、sol.Al≦0.1%、N≦0．01%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、フェライトの平均粒径が10μm未満であり、パーライトの平均粒径が6μm未満でありかつ、前記フェライトと前記パーライトの合計面積率が95%以上である組織を有することを特徴とする高強度鋼板。
［2］前記［1］において、さらに、質量％で、Nb、Ti、Vの一種または二種以上を合計で0.01〜0.1%含有することを特徴とする高強度鋼板。
［3］前記［1］または［2］に記載の化学成分からなる鋼を溶製し、鋳造した後、Ar₃点以上の温度で仕上圧延し、次いで、700〜600℃の一次冷却停止温度までを50〜400℃/sの平均冷却速度で冷却し、次いで、巻取り温度までを50℃/s以下の平均冷却速度で冷却した後、450〜650℃の巻取り温度で巻取ること特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［4］前記［1］または［2］に記載の化学成分からなる鋼を溶製し、鋳造した後、Ar₃点以上の温度で仕上圧延し、次いで、700〜600℃の一次冷却停止温度までを50〜400℃/sの平均冷却速度で冷却し、次いで、巻取り温度までを50℃/s以下の平均冷却速度で冷却した後、450〜650℃の巻取り温度で巻取り、次いで、酸洗、もしくは酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっき処理を行う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、すべて質量%である。

本発明によれば、伸び、伸びフランジ性及び耐二次加工脆性に優れた高強度鋼板を得ることができる。このように本発明では、鋼化学成分、熱延後の冷却条件などの製造条件を適正に制御することにより、家電製品、自動車内板部品などに要求される伸び、伸びフランジ性、耐二次加工脆性に優れた鋼板を安定して製造することが可能となり、本発明の自動車、鉄鋼業界における利用価値は大きい。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、本発明者らは、伸びフランジ性の向上を目的とし、フェライト、パーライトを主体とする鋼板組織について鋭意検討した。その結果、ブランクのせん断加工の際の、軟質フェライトと硬質なセメンタイトの界面への応力集中によるボイド発生を低減することが伸びフランジ性の向上には重要であることがわかった。そして、ボイド発生を低減するためには、ボイド発生源となる個々のフェライト、パーライトの界面積を低減すること、すなわち、フェライト、パーライトの結晶粒径を減小させることが有効であることが分かった。さらに、このような組織の微細化には、熱間圧延過程におけるオーステナイトからのフェライト、パーライト組織形成に対し、仕上圧延後のランナウトテーブルにおける冷却速度を適正に制御することが有効であることが分かった。また、このようなフェライト、パーライト組織の微細化により、深絞り成形後の耐二次加工脆性も良好な特性が得られることが明らかとなった。

以下にその内容について詳細に説明する。

まず、引張特性、穴拡げ率及び縦割れ遷移温度（耐二次加工脆性）と仕上圧延後の冷却速度との関係を調べるために、C:0.12〜0.15%、Si:0.02〜0.05%、Mn:0.6〜0.75%、P:0.01〜0.02%、S:0.004〜0.006%、sol.Al:0.03〜0.06%、N:0.003〜0.006%を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる成分の鋼を溶製し、スラブに鋳造して、室温まで冷却した後、熱間圧延（スラブ加熱温度:1200℃、仕上温度:840℃、巻取温度：580℃）を行った。なお、前記熱間圧延では、仕上圧延後、650℃までの平均冷却速度を5〜500℃/sまで変化させ、次いで、650℃未満から巻取温度(580℃)までの平均冷却速度は20℃/ｓとした。以上により得られた熱延板について、引張特性、穴拡げ率、縦割れ遷移温度（耐二次加工脆性）を測定し、仕上圧延後の650℃までの平均冷却速度で整理した。得られた結果を図1に示す。

なお、引張特性は圧延方向から採取したJIS5号引張試験片を用いて、引張速度10mm/minにて引張試験を実施し、引張特性を測定し、TS×El値で評価した。伸びフランジ性は日本鉄鋼連盟規格JFS T1001に準拠した穴拡げ率（λ）を測定し、TS×λ値で評価した。また、耐二次加工脆性は図2に示すように、絞り比1.8で深絞り成形した直径50mm、高さ35mmの円筒深絞り成形材を用いて、縦割れ破壊しない最低温度(縦割れ遷移温度Tc)を測定し、寒冷地での使用に適用できる温度として、-60℃以下の場合に特性良好と判定した。また、走査電子顕微鏡組織写真より、フェライト、パーライトの平均結晶粒径を測定した。なお、引張強度が45kgf/mm²(440MPa)級の鋼板において、高い張出し性、高い伸びフランジ性の求められる部品に適用できる特性として、TS×El値が16000MPa・%以上、TS×λ値が45000MPa・%以上の場合に特性良好と判定した。

図1より、強度-延性、強度-穴拡げ率の指標であるTS×El値、TS×λ値が高く、縦割れ遷移温度Tcが低い値を得るには、平均冷却速度の適正範囲が存在することがわかる。すなわち、平均冷却速度が50℃/s未満では、TS×El値、TS×λ値はそれぞれ16000MPa・%、45000MPa・%より低く、またTcも-60℃より高い。この平均冷却速度範囲（50℃/s未満）にて得られた熱延板の組織を調べたところ、この熱延板の組織は平均粒径が約11μmのフェライトと平均粒径が約8μmのパーライトからなる粗大組織であることがわかった。そして、TS×El値、TS×λ値がそれぞれ16000MPa・%、45000 MPa・%より低く、またTcも-60℃より高くなったのはこの組織に起因すると推定される。一方、平均冷却速度が400℃/sを超えると、TS×λ値は48000MPa・%と高く、Tcは-100℃と低温であるが、TS×El値は16000MPa・%より低く、延性は低下している。これは、冷却速度が高いため、仕上圧延後のオーステナイトからのフェライト変態の際、オーステナイト粒内からの針状フェライト組織の形成が促進され、延性に好ましい等軸フェライトの形成が少なかったためと推定される。
上記に対し、平均冷却速度が50℃/s以上400℃/s以下では、TS×El値、TS×λ値はそれぞれ16000MPa・%、45000MPa・%以上の値が得られており、かつ、Tcは-60℃以下の低温の特性を示しており、より高いTS×El値、TS×λ値、より低いTcが得られていることがわかる。また、この平均冷却速度範囲（50℃/s以上400℃/s以下）にて得られた熱延板の組織を調べたところ、フェライトの平均粒径は2〜7μm、パーライトの平均粒径は1〜5μmと、微細化しており、フェライト組織とパーライト組織が合計面積率で95〜100％形成されていた。以上のことから、平均冷却速度が50℃/s以上400℃/s以下での特性向上は、平均粒径が2〜7μmの微細フェライトと平均粒径が1〜5μmの微細パーライトの組織が合計面積率で95〜100％形成されていることによると推定される。そして、このような微細組織が得られたのは、仕上圧延後の650℃までの急速冷却により、オーステナイトからの微細等軸フェライト、微細パーライトの形成が促進されたためと考えられる。

よって、本発明においては、フェライトの平均粒径は10μm未満、パーライトの平均粒径は6μm未満とし、かつ、前記フェライトと前記パーライトの合計面積率は95%以上とする。上記のように、フェライトの平均粒径が10μm以上およびパーライトの平均粒径は6μm以上のような粗大組織では、ブランクのせん断加工の際にボイドが発生するなど、充分な伸び、伸びフランジ性及び耐二次加工脆性が得られない。さらに、粒径2μm以上5μm以下のフェライトと、粒径1μm以上3μm以下のパーライトとの合計面積率を70%以上とすることが好ましい。

また、上記組織とするために、本発明においては、仕上圧延直後の一次平均冷却速度を50℃/s以上400℃/s以下とする。

以上の知見に基づき、本発明では、家電製品、自動車内・外板部品などに適用する際に求められる、優れた伸び、伸びフランジ性及び耐二次加工脆性を有する鋼板を安定して製造する技術を完成するに至った。

次に、本発明の成分限定理由および製造条件の限定理由について説明する。
(1)化学成分範囲
C:0.10〜0.20%
Cは本発明で意図する熱延時の微細パーライト形成に有効であり、また鋼板の強化の観点から、0.10%以上添加する。Cの添加量が0.20%を超えると、パーライトの粗大化とともに、パーライト体積率の増大により、伸びフランジ性、耐二次加工脆性の低下を引き起こす。よって、C量は0.10以上0.20%以下とする。好ましくは、0.11%以上0.15%以下である。

Si≦0.5%
Siは鋼板の強化に有効な元素であり、適宜添加することが出来る。しかし、Siの添加量が0.5%を超えると、赤スケールの発生による鋼板の表面性状が劣化するため、Si量は0.5%以下とする。

Mn:0.5〜1.2%
Mnは鋼板の強化に有効な元素であるが、添加量が0.5%未満では鋼板の強化能が小さい。一方、Mn量が1.2%を超えると、連続鋳造時のMn偏析に起因した板厚方向の不均一組織により、耐二次加工脆性、伸びフランジ性が低下する。よって、Mn量は0.5%以上1.2%以下とする。

P: 0.01〜0.1 %
Pは鋼板の強化に有効な元素であるが、添加量が0.01%未満では鋼板の強化能が小さい。また、Pの添加量が0.1%を超えると、Pのフェライト粒界偏析による粒界脆化により、耐二次加工脆性が著しく悪化する。また、合金化溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、めっき密着性が著しく低下する。以上より、P量は0.01%以上0.1%以下とする。

S:≦0.01%
Sは0.01%を超えると、MnS生成による伸びフランジ性の低下が顕著となるばかりか、熱間脆性によるスケール表面欠陥の発生が著しくなる。このため、S量は0.01%以下とする。

sol.Al≦0.1%
sol.Alは0.1%を超えると表面性状が低下するばかりか、Nと結合してAlNが過剰に形成され、鋼板の延性は著しく低下する。このため、sol.Alは0.1%以下とする。

N≦0.01%
Nは0.01%を超えると、Alと結合してAlNが形成され易くなり、鋼板の延性低下が顕著となる。このため、N量は0.01%以下とする。

本発明で用いる鋼板は、上記の必須含有元素で目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。

Nb、Ti、Vの一種または二種以上の合計：0.01〜0.1%
Nb、Ti、VはCと結合して炭化物を形成し、熱延時のオーステナイトの細粒化に寄与し、オーステナイトから変態するフェライト、パーライトの微細化に有効である。このため、Nb、Ti、Vは一種または二種以上含有することが出来る。含有する場合、Nb、Ti、Vの合計含有量が0.01%未満ではこの効果は小さい。一方、Nb、Ti、Vの合計含有量が0.1%を超えると、Cと結合して炭化物が形成され易くなり、鋼板の延性低下が著しくなる。よって、Nb、Ti、Vを含有する場合、その合計量は0.01%以上0.1%以下とする。好ましくは0.02%以上0.05%以下である。

上記以外の残部はFe及び不可避不純物とする。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、例えば、Cr、Moは0.5%以下を含有してもよい。

(2)高強度鋼板の製造方法
本発明の高強度鋼板は、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、鋳造する。特にミクロ偏析などの不均一な組織が発生しなければ、鋳造方法は、造塊法、連続鋳造法のどちらでも良い。次いで、鋳造されたスラブを熱間圧延する。

熱間圧延は、高温の鋳造スラブをそのまま圧延しても良いし、室温まで冷却されたスラブを再加熱してから圧延しても良い。スラブ加熱する場合、圧延加熱温度が1100℃未満では圧延荷重が高くなるため、圧延が困難となる。また、スラブ加熱温度が1300℃を超えると、一次スケールの過剰な発生による熱延時のスケール欠陥発生し易くなる。このため、スラブの加熱温度は、1100℃以上1300℃以下が好ましい。粗圧延後、仕上圧延し、コイルに巻き取る。仕上圧延の際、Ar₃点未満の温度で圧延終了すると、板厚の表層付近に圧延方向に伸長したフェライト粒が形成され、本発明の意図する微細な等軸フェライト粒の形成が困難となり、鋼板の伸び、伸びフランジ性の低下を引き起こす。このため、仕上温度はAr₃点以上とする。
仕上圧延後、ランナウトテーブルにおいて高温での滞留時間が長いとフェライト、パーライトが粒成長するため、仕上圧延終了後は急速に冷却（一次冷却と称す）する必要がある。700〜600℃までの温度域での平均冷却速度が50℃/s未満では細粒化効果は小さい。一方、700〜600℃までの温度域での平均冷却速度が400℃/sを超えると、オーステナイト粒内からの針状フェライトの形成が促進され、微細な等軸フェライトが得られない。よって、一次冷却停止温度を700〜600℃とし、仕上圧延終了から一次冷却停止までの温度域の平均冷却速度は50℃/s以上400℃/s以下とする。好ましくは100℃/s以上400℃/s以下である。なお、これは本発明において、最も重要な要件の一つである。
また、上記一次冷却終了後からコイルに巻取るまで（二次冷却と称す）の冷却速度が50℃/sを超えると、コイル巻取過程においてフェライト粒界、粒内へのセメンタイトの析出が促進され、鋼板の延性および伸びフランジ性が低下する。よって、上記一次冷却終了後からコイルに巻取るまでの温度域での平均冷却速度は50℃/s以下とする。好ましくは5℃/s以上30℃/s以下である。

巻取温度は450℃未満の場合、オーステナイトからのベイナイト形成が進行し、鋼板の延性の低下が大きい。一方、巻取温度が650℃を超えると、パーライト体積率が増大し、伸びフランジ性の低下が顕著となる。このため、巻取温度は450℃以上650℃以下とする。尚、好ましい巻取温度は480〜600℃である。

熱延鋼板を酸洗した後、または熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延した後、目的に応じて適宜連続溶融亜鉛めっき処理を施すことができる。連続溶融亜鉛めっき処理を施しても本発明の目的とする特性は充分に得られる。冷間圧延する場合、焼鈍時のフェライト再結晶の観点から、圧延率は50%以上であれば良い。圧延率が90%を超えると、圧延荷重の増大により、圧延が困難となる。よって、冷間圧延率は50%以上90％以下が好ましい。連続溶融亜鉛めっき処理は、熱延鋼板を酸洗した後に実施する場合は、熱延で得られた微細フェライト、パーライト組織を維持するため、850℃以下の温度で焼鈍した後、溶融亜鉛めっき処理する。冷間圧延後に連続溶融亜鉛めっき処理する場合は、本発明の目的とする微細フェライト、パーライト組織を得るため、焼鈍温度はフェライトの再結晶温度以上880℃以下として焼鈍し、溶融亜鉛めっき処理をする。尚、好ましい焼鈍温度の上限は850℃である。また、前記の溶融めっき処理は、純亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき、亜鉛+ニッケル合金めっき、亜鉛+アルミ合金めっきでも良い。
以上により、本発明の目的とする高強度鋼板が得られるが、冷延鋼板の場合、めっき処理を施さない連続焼鈍材やこの連続焼鈍材に電気亜鉛めっき、化成処理、有機系皮膜処理等の表面処理を施しても本発明の目的とする特性を損なうことはない。

表1に示す成分の鋼(No.1〜5:本発明鋼、No.6:比較鋼)を溶製し、スラブに鋳造して、室温まで冷却した後、熱間圧延を実施した。熱間圧延はスラブ加熱温度を1200℃、仕上温度を850℃とし、巻取温度を500℃として実施し、板厚2.6mmの熱延鋼板を作製した。尚、仕上圧延後ランナウトテーブルにおいて、600℃までを平均冷却速度200℃/sで冷却し、次いで500℃までを平均冷却速度10℃/sで冷却し、コイルに巻取った。このようにして得られた熱延板について、引張特性、穴拡げ率、耐二次加工脆性、鋼板組織を調査した。

引張特性は圧延方向から採取したJIS5号引張試験片を用いて、引張速度10mm/minにて引張試験を実施して求めた。耐二次加工脆性は図2に示すように、絞り比1.8で深絞り成形した直径50mm、高さ35mmの円筒深絞り成形材を用いて、縦割れ破壊しない最低温度（縦割れ遷移温度；Tc）を測定し、寒冷地での使用に適用できる温度として、-60℃以下の場合に特性良好と判定した。伸びフランジ性は日本鉄鋼連盟規格JFS T1001に準拠した穴拡げ率（λ）を測定し、TS×λ値で評価した。また、鋼板組織は、走査電子顕微鏡組織写真よりフェライト、パーライトの平均結晶粒径とこれらの組織の合計面積率を測定した。

表2に上記により得られた鋼板の特性の結果を示す。

表２より、本発明成分範囲内の本発明例No.1〜5では、フェライト平均粒径は3.5〜4.9μm、パーライト平均粒径は2.1〜2.9μmと微細組織となっており、かつ、これらの微細組織の合計面積率は99.5〜100%となっている。そのため、縦割れ遷移温度Tcは-100〜-125℃の低温特性を有し、またTS×El値は16000MPa・%以上、TS×λ値は45000MPa・%以上の高い値が得られている。本発明例の中でもNo.2は、TS×El値が17480MPa・%、TS×λ値が52900MPa・%と高く、Tcは-125℃と低い特性を有する。本発明例No.2は、粒径2μm以上5μm以下のフェライトと粒径1μm以上3μm以下のパーライトが合計面積率で75％と高く、微細組織が多い事から、より高い特性が得られていると考えられる。以上より、本発明例では、良好な耐二次加工脆性、伸び、伸びフランジ性を有していることがわかる。

一方、成分が本発明の範囲外である比較例No.6は、バンド組織が発達しているため、TS×λ値は40216MPa・%と低い。また、Tcは-40℃と高いことから、良好な耐二次加工脆性、伸びフランジ性を兼備していない。

表1に示す成分の鋼No.1を溶製し、スラブに鋳造した後、室温まで冷却した。鋳造スラブを加熱温度1250℃、仕上温度850℃または750℃で熱間圧延し、圧延後600℃まで平均冷却速度30〜500℃/sで冷却し、次いで600℃から巻取温度まで平均冷却速度20℃/s〜60℃/sで冷却した後、550℃または430℃で巻取処理した。次に、得られた熱延鋼板(板厚2.6mm)の一部は酸洗後、連続溶融亜鉛めっき処理を、他の一部は、酸洗し、板厚1.2mmまで冷間圧延をそれぞれ施した後、連続溶融亜鉛めっき処理を施した。熱延鋼板の連続溶融亜鉛めっきは、730℃で焼鈍した後、460℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、520℃でめっきの合金化処理をした。また、冷延鋼板の連続溶融亜鉛めっきは、810℃で焼鈍した後、上記と同様の条件にてめっき処理をし、伸長率1.0％の調質圧延を施した。
以上により得られた熱延鋼板、熱延下地の溶融亜鉛めっき鋼板、冷延下地の溶融亜鉛めっき鋼板のそれぞれについて、引張特性、穴拡げ率、耐二次加工脆性、鋼板組織を調査した。なお、引張特性、穴拡げ率、耐二次加工脆性、鋼板組織の測定方法は実施例1と同様である。

表3に上記により得られた鋼板の特性の結果を示す。

表３より、仕上温度、巻取温度、圧延後の一次冷却速度、二次冷却速度が本発明範囲内にある本発明例No.8〜11では、フェライト平均粒径が4.6〜5.2μm、パーライト平均粒径が2.7〜3.4μmと微細組織となっており、かつ、これらの微細組織の合計面積率は98.0〜100％となっている。そのため、TS×El値は16507〜16600MPa・%、TS×λ値は48018〜48792MPa・%と高く、Tcは-100〜-105℃と低い値が得られている。以上より本発明例では、伸び、伸びフランジ性、耐二次加工脆性は良好であることがわかる。
これに対し、仕上温度、巻取温度、圧延後の一次冷却速度、二次冷却速度のいずれかの条件が本発明範囲外である比較例7、12〜15の場合、良好な伸び、伸びフランジ性、耐二次加工脆性を兼備していない。すなわち、圧延後の一次冷却速度が本発明範囲外にある比較例No.7、12では、TS×El値が15000〜15300MPa・%と低い。比較例No.7ではフェライト平均粒径、パーライト平均粒径が10.3μm、8.2μmと大きいため、また、比較例No.12は針状フェライトの形成促進により、等軸フェライト+パーライトの合計面積率が93％と低いため、伸びが低下したと考えられる。また、二次冷却速度が本発明範囲外にある鋼No.13、巻取温度が本発明範囲外にある鋼No.14においてもTS×El値が14678〜14904MPa・%と低い。鋼No.13ではフェライト粒界、粒内へのセメンタイト析出が多く、等軸フェライト+パーライトの合計面積率が低いことが、また鋼No.14ではベイナイト形成されていることが、伸びが低下した原因と考えられる。更に、仕上圧延温度が本発明範囲外にある比較例No.15は、フェライト、パーライト平均粒径が10.5μm、8.4μmと大きいため、Tcが-30℃と高く、TS×El値、TS×λ値は14800MPa・%、39000MPa・%と低い。

家電製品、自動車内板部品等を中心に、優れた伸び、伸びフランジ性、耐二次加工脆性が要求される分野に好適である。

鋼板の縦割れ遷移温度（Tc）、TS×λ値、TS×El値と、仕上圧延後650℃までの平均冷却速度との関係を示す図である。鋼板の縦割れ遷移温度の測定方法を示す図である。

Claims

質量%で、C:0.10〜0．20%、Si≦0.5%、Mn:0.5〜1.2%、P:0.01〜0.1%、S≦0．01%、sol.Al≦0.1%、N≦0．01%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
フェライトの平均粒径が10μm未満であり、パーライトの平均粒径が6μm未満であり
かつ、前記フェライトと前記パーライトの合計面積率が95%以上である組織を有することを特徴とする伸び、伸びフランジ性及び耐二次加工脆性に優れた高強度鋼板。
さらに、質量％で、Nb、Ti、Vの一種または二種以上を合計で0.01〜0.1%含有することを特徴とする伸び、伸びフランジ性及び耐二次加工脆性に優れた請求項１に記載の高強度鋼板。
鋼を溶製し、鋳造した後、Ar₃点以上の温度で仕上圧延し、
次いで、700〜600℃の一次冷却停止温度までを50〜400℃/sの平均冷却速度で冷却し、
次いで、巻取り温度までを50℃/s以下の平均冷却速度で冷却した後、
450〜650℃の巻取り温度で巻取ること特徴とする請求項1または2に記載の伸び、伸びフランジ性及び耐二次加工脆性に優れた高強度鋼板の製造方法。
鋼を溶製し、鋳造した後、Ar₃点以上の温度で仕上圧延し、
次いで、700〜600℃の一次冷却停止温度までを50〜400℃/sの平均冷却速度で冷却し、
次いで、巻取り温度までを50℃/s以下の平均冷却速度で冷却した後、
450〜650℃の巻取り温度で巻取り、
次いで、酸洗、もしくは酸洗、冷間圧延した後、
連続溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする請求項1または2に記載の伸び、伸びフランジ性及び耐二次加工脆性に優れた高強度鋼板の製造方法。