JP7088140B2 - 高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度薄鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。
近年、環境問題についての意識の高まりから、ＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、燃費向上に向けて車体の軽量化が課題となっている。そのため、自動車部品への高強度鋼板の適用による構造部品の薄肉化が進められており、特に、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板を適用することが進められている。
自動車の構造用部品や補強用部品に使用される高強度鋼板は、加工性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品を成形するためには、伸び、穴広げ性といった個別の特性が優れていることだけではなく、その全てに優れた高強度鋼板が要求される。
また、自動車を組み立てるには、コストや効率の面から、プレス成形された部品を、抵抗スポット溶接によって組み合わせることが多い。１１８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するためには、通常、鋼中に合金元素を多く含有させるが、これにより、抵抗スポット溶接部の引張りせん断強度（ＴＳＳ：Tensile shear strength）が著しく低下することが懸念される。
従来、鋼板の加工性と抵抗スポット溶接部の特性とを向上させる手段としては、例えば、特許文献１には、溶接条件を変更することで、信頼性の高い溶接継手を得る方法が記載されている。特許文献２には、鋼板組織を制御してスポット溶接性を高めた鋼板が開示されている。
本発明者らは、自動車車体全体の剛性を保つために部品は抵抗スポット溶接により車体に組み立てられるが、部品の抵抗スポット溶接部には応力がかかることから、抵抗スポット溶接部において遅れ破壊が生じることが懸念されることを新規に知見した。そして、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させるという新規な課題を認識するに至った。上述した特許文献１に記載の方法では、耐遅れ破壊特性は改善されていない。また、特許文献２に記載の方法では、遅れ破壊が問題となる高い引張強さの鋼板は得られていない。つまり、加工性、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度（ＴＳＳ）、さらには抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性の全てを総合的に満足する引張強さ１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板は開発されていない。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、加工性、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度（ＴＳＳ）、さらには抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性の全てを総合的に満足する引張強さ１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板を提供することを目的とする。
なお、本発明において、「薄鋼板」とは、厚みが０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ以下の鋼板を意味する。
また、加工性に優れるとは、優れた伸びと、穴広げ性とを兼ね備えることを意味する。伸びが優れるとは、伸び（ＥＬ）が１４％以上であることを意味する。また、穴広げ性に優れるとは、穴広げ率（λ）が５０％以上であることを意味する。
また、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度（ＴＳＳ）が高いとは、引張りせん断試験を実施し、引張せん断応力が２２ｋＮ以上の場合を指す。
また、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性に優れるとは、抵抗スポット溶接部を定荷重試験に供し、１００時間電解チャージしても割れが生じないことを意味する。なお、以下では、鋼板が抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度（ＴＳＳ）および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性のいずれも優れている場合、「抵抗スポット溶接性に優れる」とも称する。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの鋼板組織の体積分率を特定の比率で制御し、かつ、各鋼板組織の結晶粒を微細化し、鋼板組織内にＮｂ系析出物を生成させることで、加工性、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度（ＴＳＳ）、さらには抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性の全てを総合的に満足する引張強さ１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板を得ることができることを見出した。特に、本発明者らは、以下の知見を得た。
抵抗スポット溶接部を有する鋼板にせん断応力が加わったとき、ナゲット径が小さい場合には、まず母材が破断してから、ナゲットにせん断応力が作用してナゲット中央部においてせん断される。特に、鋼中の合金元素が多いと、ナゲット端部の靭性が劣化するため、せん断応力が顕著に低下する。
そこで、発明者らは鋭意検討を重ねた結果、連続鋳造後の鋼スラブを、８０℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、次いで再加熱して、１２００℃以上１３５０℃以下の加熱温度で６０ｍｉｎ以上保持する本発明の製造方法に想到した。そして、該製造方法により、微細なＮｂ系炭化物を鋼中に分散させることで、抵抗スポット溶接部のナゲット端部の組織が微細化し、ナゲット端部の靭性が向上し、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度が向上することを見出した。さらに、このＮｂ系炭化物が鋼板の使用環境から侵入する水素をトラップすることで、顕著に抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は、以下の通りである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０.１４％以上０.２２％以下、
Ｓｉ：０.５％以上１.３％以下、
Ｍｎ：２.８％以上３.８％以下、
Ｐ：０.０４％以下、
Ｓ：０.００４％以下、
Ａｌ：０.０１％以上０.５０％以下、
Ｎ：０.０１０％以下、
Ｎｂ：０.００５％以上０.０８％以下、
Ｔｉ：０.００５％以上０.０４％以下および
Ｂ：０.０００２％以上０.００４０％以下を含有するとともに、
Ｃｒ:０.０５％以上０.３５％以下、
Ｍｏ:０.０５％以上０.３５％以下および
Ｃｏ：０.０５％以上０.３５％以下からなる群から選択される一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを体積分率で０％以上５％以下、
残留オーステナイトを体積分率で３％以上１５％以下、
マルテンサイトを体積分率で０％以上１０％以下、
残部に、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、
前記フェライトの平均結晶粒径は２．０μｍ以下であり、
前記残留オーステナイトの平均結晶粒径は２.５μｍ以下であり、
前記マルテンサイトの平均結晶粒径は３．０μｍ以下であり、
前記ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、平均結晶粒径が５μｍ以下であり、かつ平均アスペクト比が２.０以下であり、
さらに、鋼板表面から板厚方向で５０μｍ以上１００μｍ以下の領域中に、粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物が１００μｍ２当たり２５個以上存在する、高強度薄鋼板。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０.１４％以上０.２２％以下、
Ｓｉ：０.５％以上１.３％以下、
Ｍｎ：２.８％以上３.８％以下、
Ｐ：０.０４％以下、
Ｓ：０.００４％以下、
Ａｌ：０.０１％以上０.５０％以下、
Ｎ：０.０１０％以下、
Ｎｂ：０.００５％以上０.０８％以下、
Ｔｉ：０.００５％以上０.０４％以下および
Ｂ：０.０００２％以上０.００４０％以下を含有するとともに、
Ｃｒ:０.０５％以上０.３５％以下、
Ｍｏ:０.０５％以上０.３５％以下および
Ｃｏ：０.０５％以上０.３５％以下からなる群から選択される一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを体積分率で０％以上５％以下、
残留オーステナイトを体積分率で３％以上１５％以下、
マルテンサイトを体積分率で０％以上１０％以下、
残部に、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、
前記フェライトの平均結晶粒径は２．０μｍ以下であり、
前記残留オーステナイトの平均結晶粒径は２.５μｍ以下であり、
前記マルテンサイトの平均結晶粒径は３．０μｍ以下であり、
前記ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、平均結晶粒径が５μｍ以下であり、かつ平均アスペクト比が２.０以下であり、
さらに、鋼板表面から板厚方向で５０μｍ以上１００μｍ以下の領域中に、粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物が１００μｍ２当たり２５個以上存在する、高強度薄鋼板。
［２］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０.０５％以下を含有する、上記［１］に記載の高強度薄鋼板。
［３］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ:０.５０％以下、
Ｎｉ:０.５０％以下、
Ｓｂ:０.０２０％以下、
Ｃａ：０.００５０％以下および
ＲＥＭ：０.００５０％以下からなる群から選択される一種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載の高強度薄鋼板。
Ｃｕ:０.５０％以下、
Ｎｉ:０.５０％以下、
Ｓｂ:０.０２０％以下、
Ｃａ：０.００５０％以下および
ＲＥＭ：０.００５０％以下からなる群から選択される一種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載の高強度薄鋼板。
［４］ 上記［１］から［３］のいずれかに記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造によって鋼スラブとした後、６００℃までの第１平均冷却速度を８０℃／ｈ以上として冷却し、
次いで、前記鋼スラブを１２００℃以上１３５０℃以下の加熱温度まで再加熱して、該加熱温度で６０ｍｉｎ以上保持し、
次いで、前記鋼スラブに、仕上げ圧延の終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を、８０℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で４４０℃以下の巻取温度まで冷却した後に該巻取温度で巻取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８５０℃以上９５０℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上４００ｓ以下保持した後、前記第１均熱温度から６℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で１５０℃以上２７５℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、３７５℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで加熱し、該第２均熱温度で３０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する、高強度薄鋼板の製造方法。
次いで、前記鋼スラブを１２００℃以上１３５０℃以下の加熱温度まで再加熱して、該加熱温度で６０ｍｉｎ以上保持し、
次いで、前記鋼スラブに、仕上げ圧延の終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を、８０℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で４４０℃以下の巻取温度まで冷却した後に該巻取温度で巻取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８５０℃以上９５０℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上４００ｓ以下保持した後、前記第１均熱温度から６℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で１５０℃以上２７５℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、３７５℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで加熱し、該第２均熱温度で３０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する、高強度薄鋼板の製造方法。
本発明によれば、加工性、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度（ＴＳＳ）、さらには抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性の全てを総合的に満足する引張強さ１１８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板を提供することができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。先ず、母材鋼板の成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０.１４％以上０.２２％以下、
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、第２相であるベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの形成にも寄与する。さらに、本発明の重要な構成要件であるＮｂ系析出物を形成する。なお、以下で「第２相」とは、特に明記しない限り「ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイト」を意味する。Ｃの含有量が０.１４％未満では、フェライトの体積分率が増加し、残留オーステナイトを必要な体積分率、確保することが難しい。また、微細なＮｂ系析出物の個数が減少し、引張強さ、穴広げ性、および抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度が劣化する。Ｃの含有量は、好ましくは０.１５％以上である。一方、Ｃを過剰に添加するとフェライト、焼戻しマルテンサイト、およびマルテンサイトの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が劣化する。また、マルテンサイトの体積分率が増加し、伸びおよび抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。Ｃの含有量は、好ましくは０.２１％以下である。
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、第２相であるベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの形成にも寄与する。さらに、本発明の重要な構成要件であるＮｂ系析出物を形成する。なお、以下で「第２相」とは、特に明記しない限り「ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイト」を意味する。Ｃの含有量が０.１４％未満では、フェライトの体積分率が増加し、残留オーステナイトを必要な体積分率、確保することが難しい。また、微細なＮｂ系析出物の個数が減少し、引張強さ、穴広げ性、および抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度が劣化する。Ｃの含有量は、好ましくは０.１５％以上である。一方、Ｃを過剰に添加するとフェライト、焼戻しマルテンサイト、およびマルテンサイトの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が劣化する。また、マルテンサイトの体積分率が増加し、伸びおよび抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。Ｃの含有量は、好ましくは０.２１％以下である。
Ｓｉ：０.５％以上１.３％以下
ＳｉはＭｎ偏析を緩和させて、板厚方向の硬度分布を均一化させ、抵抗スポット溶接性を向上させる効果を奏する。この効果を得るためには、Ｓｉを０.５％以上添加する。Ｓｉの含有量は、好ましくは０.７％以上である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は化成処理性を劣化させるため、Ｓｉの含有量は１.３％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは１.２５％以下である。
ＳｉはＭｎ偏析を緩和させて、板厚方向の硬度分布を均一化させ、抵抗スポット溶接性を向上させる効果を奏する。この効果を得るためには、Ｓｉを０.５％以上添加する。Ｓｉの含有量は、好ましくは０.７％以上である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は化成処理性を劣化させるため、Ｓｉの含有量は１.３％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは１.２５％以下である。
Ｍｎ：２.８％以上３.８％以下
Ｍｎは固溶強化および第２相を生成することで、鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎは焼鈍中にオーステナイトを安定化させる効果も奏する。これらの効果を得るためには、Ｍｎを２.８％以上含有させる。Ｍｎの含有量は、好ましくは２.９％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させた場合、ベイナイト変態を遅延させることでマルテンサイトの体積分率が過剰になり、さらにマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度が増加してしまう。これにより、穴広げ性が劣化することに加えて、水素が鋼中に侵入した場合、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界において、き裂が進展しやすくなるため、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｍｎの含有量は３.８％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは３.５％以下である。
Ｍｎは固溶強化および第２相を生成することで、鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎは焼鈍中にオーステナイトを安定化させる効果も奏する。これらの効果を得るためには、Ｍｎを２.８％以上含有させる。Ｍｎの含有量は、好ましくは２.９％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させた場合、ベイナイト変態を遅延させることでマルテンサイトの体積分率が過剰になり、さらにマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度が増加してしまう。これにより、穴広げ性が劣化することに加えて、水素が鋼中に侵入した場合、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界において、き裂が進展しやすくなるため、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｍｎの含有量は３.８％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは３.５％以下である。
Ｐ：０.０４％以下
Ｐは固溶強化により鋼板の高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度、および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性を劣化させる。よって、Ｐの含有量を０.０４％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０.０３％以下である。Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Ｐの含有量は０.００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは固溶強化により鋼板の高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度、および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性を劣化させる。よって、Ｐの含有量を０.０４％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０.０３％以下である。Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Ｐの含有量は０.００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０.００４％以下
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、該硫化物の周辺から遅れ破壊が生じるため、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓの含有量は０.００４％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは、０.００３％以下である。Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Ｓの含有量は０.０００２％以上とすることが好ましい。
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、該硫化物の周辺から遅れ破壊が生じるため、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓの含有量は０.００４％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは、０.００３％以下である。Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、Ｓの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Ｓの含有量は０.０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０.０１％以上０.５０％以下
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０.０１％以上含有することが必要である。Ａｌの含有量は、好ましくは０.０２％以上とする。一方、Ａｌはベイナイト変態時にセメンタイトの析出を抑制する効果があり、残留オーステナイト生成に寄与する。一方、Ａｌを過剰に含有すると焼鈍時にフェライト相が過剰に生成して強度確保が困難となる事から、Ａｌの含有量は０.５０%以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０.４５%以下である。
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０.０１％以上含有することが必要である。Ａｌの含有量は、好ましくは０.０２％以上とする。一方、Ａｌはベイナイト変態時にセメンタイトの析出を抑制する効果があり、残留オーステナイト生成に寄与する。一方、Ａｌを過剰に含有すると焼鈍時にフェライト相が過剰に生成して強度確保が困難となる事から、Ａｌの含有量は０.５０%以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０.４５%以下である。
Ｎ：０.０１０％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成することで穴広げ性を劣化させることから、Ｎの含有量を０.０１０％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０.００７５％以下である。Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは、０．０００５％以上とする。
Ｎは粗大な窒化物を形成することで穴広げ性を劣化させることから、Ｎの含有量を０.０１０％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０.００７５％以下である。Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは、０．０００５％以上とする。
Ｎｂ：０.００５％以上０.０８％以下
Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物、および炭窒化物を形成することで、抵抗スポット溶接性を向上させる。こうした効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０.００５％以上とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０.０１０％以上、より好ましくは、０.０２０%以上とする。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく劣化するだけでなく、鋼スラブの連続鋳造後にスラブに割れが生じる。また、フェライトの体積分率が増加し、穴広げ性が劣化する。さらに抵抗スポット溶接部におけるＴＳＳも劣化する。そのため、Ｎｂの含有量は０.０８０％以下とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０.０７０％以下であり、さらに好ましくは０.０５５％以下である。
Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物、および炭窒化物を形成することで、抵抗スポット溶接性を向上させる。こうした効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０.００５％以上とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０.０１０％以上、より好ましくは、０.０２０%以上とする。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく劣化するだけでなく、鋼スラブの連続鋳造後にスラブに割れが生じる。また、フェライトの体積分率が増加し、穴広げ性が劣化する。さらに抵抗スポット溶接部におけるＴＳＳも劣化する。そのため、Ｎｂの含有量は０.０８０％以下とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０.０７０％以下であり、さらに好ましくは０.０５５％以下である。
Ｔｉ：０.００５％以上０.０４％以下
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。さらに本発明において重要な元素であるＢがＮと反応することを抑制する役割を担う。また、Ｔｉの微細な炭窒化物は水素のトラップサイトとなり、かつ、水素過電圧を上昇させて、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させる。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量を０.００５％以上とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０.００８％以上である。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく劣化するため、Ｔｉの含有量は０.０４０％以下とする。Ｔｉの含有量は、好ましく０.０３５％以下である。
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。さらに本発明において重要な元素であるＢがＮと反応することを抑制する役割を担う。また、Ｔｉの微細な炭窒化物は水素のトラップサイトとなり、かつ、水素過電圧を上昇させて、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させる。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量を０.００５％以上とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０.００８％以上である。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく劣化するため、Ｔｉの含有量は０.０４０％以下とする。Ｔｉの含有量は、好ましく０.０３５％以下である。
Ｂ：０.０００２％以上０.００４０％以下
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで鋼板の高強度化に寄与する。また、マルテンサイト変態開始点を低下させずに焼入れ性を確保するために有効な元素である。さらに、熱間圧延の仕上げ圧延後に冷却する際、フェライトやパーライトの生成を抑制する効果がある。これらの効果を得るためには、Ｂの含有量を０.０００２％以上とする。Ｂの含有量は、好ましくは０.００１０％以上とする。一方、Ｂを０.００４０％超含有させても効果が飽和するため、Ｂの含有量を０.００４０％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０.００３５％以下である。
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで鋼板の高強度化に寄与する。また、マルテンサイト変態開始点を低下させずに焼入れ性を確保するために有効な元素である。さらに、熱間圧延の仕上げ圧延後に冷却する際、フェライトやパーライトの生成を抑制する効果がある。これらの効果を得るためには、Ｂの含有量を０.０００２％以上とする。Ｂの含有量は、好ましくは０.００１０％以上とする。一方、Ｂを０.００４０％超含有させても効果が飽和するため、Ｂの含有量を０.００４０％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０.００３５％以下である。
本発明の高強度薄鋼板は、上記の成分に加え、Ｃｒ:０.０５％以上０.３５％以下、Ｍｏ:０.０５％以上０.３５％以下およびＣｏ：０.０５％以上０.３５％以下からなる群から選択される一種以上を含有する。
Ｃｒ:０.０５％以上０.３５％以下
Ｃｒは鋼中に固溶し、結晶粒の均一微細化に寄与する。結晶粒が均一微細化することで、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｒを０.０５％以上含有させる必要がある。Ｃｒの含有量は、好ましくは０.１０％以上である。一方、Ｃｒを０.３５％超含有させると、過剰にマルテンサイトが生成し、また表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｒの含有量は０.３５％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは０.３２％以下である。
Ｃｒは鋼中に固溶し、結晶粒の均一微細化に寄与する。結晶粒が均一微細化することで、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｒを０.０５％以上含有させる必要がある。Ｃｒの含有量は、好ましくは０.１０％以上である。一方、Ｃｒを０.３５％超含有させると、過剰にマルテンサイトが生成し、また表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｒの含有量は０.３５％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは０.３２％以下である。
Ｍｏ:０.０５％以上０.３５％以下
ＭｏはＣｒと同様、鋼中に固溶し、結晶粒の均一微細化に寄与する。結晶粒が均一微細化することで、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｍｏの含有量は０.０５％以上とする。Ｍｏの含有量は、好ましくは０.１０％以上である。また、Ｍｏを０.３５％超含有させても前述の効果が飽和して製造コストが増加するだけであるため、Ｍｏの含有量は０.３５％以下とする。Ｍｏの含有量は、好ましくは０.３２％以下である。
ＭｏはＣｒと同様、鋼中に固溶し、結晶粒の均一微細化に寄与する。結晶粒が均一微細化することで、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｍｏの含有量は０.０５％以上とする。Ｍｏの含有量は、好ましくは０.１０％以上である。また、Ｍｏを０.３５％超含有させても前述の効果が飽和して製造コストが増加するだけであるため、Ｍｏの含有量は０.３５％以下とする。Ｍｏの含有量は、好ましくは０.３２％以下である。
Ｃｏ：０.０５％以上０.３５％以下
ＣｏはＣｒと同様、鋼中に固溶し、結晶粒の均一微細化に寄与する。結晶粒が均一微細化することで、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｏの含有量は、０.０５％以上とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０.１０％以上である。一方で、Ｃｏを０.３５％超含有させても効果が飽和して製造コストが上昇するだけであるため、Ｃｏの含有量は０.３５％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０.３２％以下である。
ＣｏはＣｒと同様、鋼中に固溶し、結晶粒の均一微細化に寄与する。結晶粒が均一微細化することで、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｏの含有量は、０.０５％以上とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０.１０％以上である。一方で、Ｃｏを０.３５％超含有させても効果が飽和して製造コストが上昇するだけであるため、Ｃｏの含有量は０.３５％以下とする。Ｃｏの含有量は、好ましくは０.３２％以下である。
［任意成分］
本発明の高強度薄鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｖ：０.０５％以下を含有していてもよい。
本発明の高強度薄鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｖ：０.０５％以下を含有していてもよい。
Ｖ：０.０５％以下
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｖの含有量は、好ましくは０.００５%以上とする。一方、多量のＶを添加させても、０.０５％を超えた分の強度上昇効果は小さく、製造コストの上昇を招く。したがって、Ｖの含有量は０.０５％以下とすることが好ましい。
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Ｖの含有量は、好ましくは０.００５%以上とする。一方、多量のＶを添加させても、０.０５％を超えた分の強度上昇効果は小さく、製造コストの上昇を招く。したがって、Ｖの含有量は０.０５％以下とすることが好ましい。
また、本発明の高強度薄鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃｕ:０.５０％以下、Ｎｉ:０.５０％以下、Ｓｂ:０.０２０％以下、Ｃａ：０.００５０％以下およびＲＥＭ：０.００５０％以下からなる群から選択される一種以上を含有していてもよい。
Ｃｕ:０.５０％以下
Ｃｕを添加することで、水素過電圧を増加させ、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性をより向上させることができる。これらの効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０.００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕを０.５０％超含有させても効果が飽和し、また表面欠陥が発生しやすくなるため、Ｃｕの含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕを添加することで、水素過電圧を増加させ、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性をより向上させることができる。これらの効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０.００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕを０.５０％超含有させても効果が飽和し、また表面欠陥が発生しやすくなるため、Ｃｕの含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ:０.５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、水素過電圧を増加させて、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性をより向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０.００５％以上とすることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕに起因する表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕとあわせて添加することが好ましい。一方、Ｎｉを０.５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｎｉの含有量を０.５０％以下とすることが好ましい。
ＮｉもＣｕと同様、水素過電圧を増加させて、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性をより向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０.００５％以上とすることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕに起因する表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕとあわせて添加することが好ましい。一方、Ｎｉを０.５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｎｉの含有量を０.５０％以下とすることが好ましい。
Ｓｂ:０.０２０％以下
Ｓｂは鋼板表層部に脱炭層が生じることを抑制する効果を有するため、水溶液環境下における鋼板表面の電位分布が均一となり、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性がより向上する。このような効果を得るためには、Ｓｂの含有量を０.００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂが０.０２０％超添加されると、圧延負荷荷重を増大させて生産性を低下させることから、Ｓｂの含有量は０.０２０％以下とすることが好ましい。
Ｓｂは鋼板表層部に脱炭層が生じることを抑制する効果を有するため、水溶液環境下における鋼板表面の電位分布が均一となり、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性がより向上する。このような効果を得るためには、Ｓｂの含有量を０.００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂが０.０２０％超添加されると、圧延負荷荷重を増大させて生産性を低下させることから、Ｓｂの含有量は０.０２０％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０.００５０％以下
Ｃａは、硫化物の形状を球状化して、穴広げ性や、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性をより向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を得るためには、０.０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａを０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｃａの含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。
Ｃａは、硫化物の形状を球状化して、穴広げ性や、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性をより向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を得るためには、０.０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａを０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、Ｃａの含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０.００５０％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様、硫化物の形状を球状化して、穴広げ性や、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性をより向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を得るためには、０.０００５％以上含有させることが好ましい。一方、ＲＥＭを０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、ＲＥＭの含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭは、Ｃａと同様、硫化物の形状を球状化して、穴広げ性や、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性をより向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を得るためには、０.０００５％以上含有させることが好ましい。一方、ＲＥＭを０.００５０％超含有させても効果が飽和するため、ＲＥＭの含有量を０.００５０％以下とすることが好ましい。
上述した成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｎ、Ｚｎ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｎ:０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下である。
次に、本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織について説明する。本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織は、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で０％以上５％以下、平均結晶粒径が２.５μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で３％以上１５％以下、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で０％以上１０％以下、残部に平均結晶粒径が５μｍ以下、かつ平均アスペクト比が２.０以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織とする。なお、ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。
フェライトの体積分率： ０％以上５％以下
フェライトの体積分率が５％超では、打抜き時のボイド生成量が増加して、穴広げ性が劣化する。また、強度確保のため、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度を高くすると、穴広げ性が劣化するため、強度と穴広げ性との両立が困難である。フェライトの体積分率は、好ましくは３％以下である。なお、フェライトの体積分率は、０％であってもよい。
フェライトの体積分率が５％超では、打抜き時のボイド生成量が増加して、穴広げ性が劣化する。また、強度確保のため、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度を高くすると、穴広げ性が劣化するため、強度と穴広げ性との両立が困難である。フェライトの体積分率は、好ましくは３％以下である。なお、フェライトの体積分率は、０％であってもよい。
フェライトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下
また、フェライトの平均結晶粒径が２．０μｍ超では、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、良好な穴広げ性が得られない。そのため、フェライトの平均結晶粒径は２．０μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは１.５μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径の下限は特に規定しないが、好ましくは０.５μｍ以上とする。
また、フェライトの平均結晶粒径が２．０μｍ超では、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、良好な穴広げ性が得られない。そのため、フェライトの平均結晶粒径は２．０μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは１.５μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径の下限は特に規定しないが、好ましくは０.５μｍ以上とする。
残留オーステナイトの体積分率： ３％以上１５％以下
良好な伸びを確保するために、残留オーステナイトの体積分率を３％以上とする。残留オーステナイトの体積分率は、好ましくは４％以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率が１５％を超える場合、抵抗スポット溶接時に生成する水素が、抵抗スポット溶接部外の残留オーステナイト中に固溶する。そして、固溶していた水素が鋼板使用中に拡散して、抵抗スポット溶接部の遅れ破壊を促進する。そのため、残留オーステナイトは、体積分率で１５%以下とする。残留オーステナイトは、好ましくは、体積分率で１２%以下である。
良好な伸びを確保するために、残留オーステナイトの体積分率を３％以上とする。残留オーステナイトの体積分率は、好ましくは４％以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率が１５％を超える場合、抵抗スポット溶接時に生成する水素が、抵抗スポット溶接部外の残留オーステナイト中に固溶する。そして、固溶していた水素が鋼板使用中に拡散して、抵抗スポット溶接部の遅れ破壊を促進する。そのため、残留オーステナイトは、体積分率で１５%以下とする。残留オーステナイトは、好ましくは、体積分率で１２%以下である。
残留オーステナイトの平均結晶粒径： ２.５μｍ以下
残留オーステナイトの平均結晶粒径が２.５μｍを超えると、残留オーステナイト内でＣ分布に偏りが生じ、該Ｃ分布の影響で、プレス成形時に残留オーステナイトがマルテンサイト変態しやすくなり、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２.５μｍ以下とする。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、好ましくは、２.３μｍ以下とする。残留オーステナイトの平均結晶粒径の下限は特に規定はしないが、０.３μｍ以上では伸びに及ぼす影響が大きいため、平均結晶粒径を０.３μｍ以上とすることが好ましい。
残留オーステナイトの平均結晶粒径が２.５μｍを超えると、残留オーステナイト内でＣ分布に偏りが生じ、該Ｃ分布の影響で、プレス成形時に残留オーステナイトがマルテンサイト変態しやすくなり、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２.５μｍ以下とする。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、好ましくは、２.３μｍ以下とする。残留オーステナイトの平均結晶粒径の下限は特に規定はしないが、０.３μｍ以上では伸びに及ぼす影響が大きいため、平均結晶粒径を０.３μｍ以上とすることが好ましい。
マルテンサイトの体積分率：０％以上１０％以下
優れた伸びを確保しつつ、穴広げ性および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性を確保するためにマルテンサイトの体積分率は１０％以下とする。マルテンサイトの体積分率は、好ましくは８％以下である。なお、マルテンサイトの体積分率は、０％であってもよい。
優れた伸びを確保しつつ、穴広げ性および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性を確保するためにマルテンサイトの体積分率は１０％以下とする。マルテンサイトの体積分率は、好ましくは８％以下である。なお、マルテンサイトの体積分率は、０％であってもよい。
マルテンサイトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下
マルテンサイトの平均結晶粒径が３．０μｍ超では、マルテンサイトとフェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなることで穴広げ性が劣化するだけでなく、抵抗スポット溶接後の結晶粒が粗大化することで、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度（ＴＳＳ）、または抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化するため、マルテンサイトの平均結晶粒径は、３．０μｍ以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径は、好ましくは、２.５μｍ以下とする。
マルテンサイトの平均結晶粒径が３．０μｍ超では、マルテンサイトとフェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなることで穴広げ性が劣化するだけでなく、抵抗スポット溶接後の結晶粒が粗大化することで、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度（ＴＳＳ）、または抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化するため、マルテンサイトの平均結晶粒径は、３．０μｍ以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径は、好ましくは、２.５μｍ以下とする。
ミクロ組織の残部：ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト
良好な穴広げ性や抵抗スポット溶接性を確保するために、上記のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の残部には、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含有する。
良好な穴広げ性や抵抗スポット溶接性を確保するために、上記のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の残部には、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含有する。
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径：５μｍ以下
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下とする。平均結晶粒径が５μｍ超では、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトと、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化するだけでなく、抵抗スポット溶接部の結晶粒径が粗大となることで、抵抗スポット溶接部の引張せん断応力が低下するためである。なお、平均結晶粒径は、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを区別せずに、両組織の平均として求める。
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下とする。平均結晶粒径が５μｍ超では、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトと、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化するだけでなく、抵抗スポット溶接部の結晶粒径が粗大となることで、抵抗スポット溶接部の引張せん断応力が低下するためである。なお、平均結晶粒径は、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを区別せずに、両組織の平均として求める。
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比：２.０以下
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比は２.０以下とする。平均アスペクト比が２.０を超えると、穴広げ性が劣化するためである。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比は、好ましくは、２.０以下とする。平均アスペクト比は、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを区別せずに、両組織の平均として求める。なお、ここでいう結晶粒のアスペクト比とは、結晶粒の長軸長さを短軸長さで除した値のことであり、下限は１．０である。
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比は２.０以下とする。平均アスペクト比が２.０を超えると、穴広げ性が劣化するためである。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比は、好ましくは、２.０以下とする。平均アスペクト比は、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを区別せずに、両組織の平均として求める。なお、ここでいう結晶粒のアスペクト比とは、結晶粒の長軸長さを短軸長さで除した値のことであり、下限は１．０である。
また、ベイナイトの体積分率は２０％以上５０％以下の範囲、焼戻しマルテンサイトの体積分率は３５％以上８５％以下とすることが好ましい。なお、ここで云うベイナイトの体積分率とは、観察面に占めるベイニティック・フェライト（転位密度の高いフェライト）の体積分率のことである。
ここで、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率の測定方法は、以下の通りである。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察位置となるように切断し、断面を研磨した後、３ｖｏｌ.％ナイタールで腐食し、観察面を得る。ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＦＥ-ＳＥＭ(電界放出形走査電子顕微鏡)を用いて、３０００倍の倍率で観察面を観察し、組織写真を得る。ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、各相の面積率を測定し、その面積率を体積分率とみなす。なお、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトは本発明においては区別せず、両組織の合計の体積分率を求める。
また、フェライト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、以下の通りに算出する。上述したＳＥＭ、ＦＥ-ＳＥＭの組織写真から、予め各々のフェライト粒、ベイナイト粒、および焼戻しマルテンサイト粒を識別しておいたデータを、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏに取り込み、写真中の全フェライト粒、ベイナイト粒、および焼戻しマルテンサイト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して算出する。なお、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトは本発明においては区別せず、両組織の平均の結晶粒径を求める。
また、残留オーステナイトの体積分率は、以下のように測定する。まず、鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで研磨し、観察面とする。該観察面を、Ｘ線回折法により観察する。ＭｏのＫα線を線源とし、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折装置（Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）を用いて、フェライトの{２００}面、{２１１}面、{２２０}面と、オーステナイトの{２００}面、{２２０}面、{３１１}面のＸ線回折線の積分強度を測定する。これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（（２０００年、理学電機株式会社）、ｐ．２６、６２－６４に記載の計算式から、残留オーステナイトの体積分率を求める。
ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比は、以下の通りに算出する。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察位置となるように切断し、断面を研磨した後、３ ｖｏｌ.％ナイタールで腐食し、観察面を得る。ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＦＥ-ＳＥＭ(電界放出形走査電子顕微鏡)を用いて、３０００倍の倍率で観察面を観察し、組織写真を得る。上記組織写真を、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏに取り込み、全結晶粒のアスペクト比を平均して、平均アスペクト比を求める。
さらに、本発明の高強度薄鋼板のミクロ組織において、鋼板表面から板厚方向で５０μｍ以上１００μｍ以下の領域中に、粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物が、１００μｍ２当たり平均で２５個以上存在する。鋼板表面から板厚方向に５０μｍ以上１００μｍ以下の領域に、粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物を、１００μｍ２当たり平均で２５個以上存在させることで、抵抗スポット溶接部の引張せん断応力および耐遅れ破壊特性が向上する。なお、Ｎｂ系析出物としては、Ｎｂ系炭化物、窒化物、および炭窒化物、例えばＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ(Ｃ,Ｎ)が挙げられる。
Ｎｂ系析出物の数：２５個以上/１００μｍ２
粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物が１００μｍ２当たり平均で２５個未満では、抵抗スポット溶接部のナゲット端部の組織の微細化が不十分であり、引張せん断応力が劣化する。さらに粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物が１００μｍ２当たり２５個未満では、水素のトラップサイトとなるＮｂ系析出物の量が不十分となり、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。鋼板表面から板厚方向で５０μｍ以上１００μｍ以下の領域中に存在する、粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物の個数は、好ましくは１００μｍ２当たり３０個以上であり、さらに好ましくは１００μｍ２当たり４０個以上である。
粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物が１００μｍ２当たり平均で２５個未満では、抵抗スポット溶接部のナゲット端部の組織の微細化が不十分であり、引張せん断応力が劣化する。さらに粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物が１００μｍ２当たり２５個未満では、水素のトラップサイトとなるＮｂ系析出物の量が不十分となり、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。鋼板表面から板厚方向で５０μｍ以上１００μｍ以下の領域中に存在する、粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物の個数は、好ましくは１００μｍ２当たり３０個以上であり、さらに好ましくは１００μｍ２当たり４０個以上である。
Ｎｂ系析出物の粒径：０.０８μｍ未満
Ｎｂ系析出物の粒径が０.０８μｍ以下であると、水素が強くトラップされることから耐遅れ破壊特性が向上する。Ｎｂ系析出物の粒径の下限は、特に限定されないが、０.００５μｍ未満のＮｂ系析出物は観察が難しいことから、Ｎｂ系析出物の粒径は好ましくは０.０１μｍ以上である。
Ｎｂ系析出物の粒径が０.０８μｍ以下であると、水素が強くトラップされることから耐遅れ破壊特性が向上する。Ｎｂ系析出物の粒径の下限は、特に限定されないが、０.００５μｍ未満のＮｂ系析出物は観察が難しいことから、Ｎｂ系析出物の粒径は好ましくは０.０１μｍ以上である。
鋼板表面から板厚方向で５０μｍ以上１００μｍ以下の領域中に存在するＮｂ系析出物の粒径および１００μｍ２当たりの個数の測定は、以下のように行う。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察位置となるように切断し、断面を研磨した後、３ ｖｏｌ.％ナイタールで腐食し、観察面を得る。観察面を、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１００００倍の倍率で観察し、Ｉｍａｇｅ-Ｐｒｏ（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）を用いて、下限を０.０１μｍとして、Ｎｂ系析出物の円相当直径を算出し、Ｎｂ系析出物の粒径とした。Ｎｂ系析出物の１００μｍ２当たりの個数は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１００００倍の倍率で鋼板表面から板厚方向で５０μｍ以上１００μｍ以下の領域を１０箇所観察し、それらの平均を求めることによって算出する。
また、本発明におけるフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト以外に、パーライトを含んでいてもよい。ただし、パーライトの体積分率は３％以下であることが好ましい。
フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト以外の種類および体積分率の決定方法は以下の通りである。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察位置となるように切断し、断面を研磨した後、３ ｖｏｌ.％ナイタールで腐食し、観察面を得る。ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）ＴＥＭ(透過型電子顕微鏡)、およびＦＥ-ＳＥＭ(電界放出形走査電子顕微鏡)を用いて、３０００倍の倍率で観察面を観察し、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、および残留オーステナイト以外の鋼組織の種類および体積分率を決定した。
また、本発明の薄鋼板は、めっき層を備えてもよい。めっき層の組成は特に限定されず、一般的な組成であり得る。めっき層はいかなる方法によって形成されていてもよく、例えば、溶融めっき層、または電気めっき層であり得る。また、めっき層は合金化されていてもよい。めっき金属は特に限定されず、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等であり得る。
次に、本発明の高強度薄鋼板の製造方法について説明する。なお、高強度薄鋼板の製造方法について、各温度範囲は、特に言及しない限り、鋼スラブまたは鋼板の表面温度である。
本発明の高強度薄鋼板の製造方法においては、上述した成分組成を有する溶鋼を連続鋳造によって鋼スラブとした後、６００℃までの第１平均冷却速度を８０℃／ｈ以上として冷却し、
次いで、前記鋼スラブを１２００℃以上１３５０℃以下の加熱温度まで再加熱して、該加熱温度で６０ｍｉｎ以上保持し、
次いで、前記鋼スラブに、仕上げ圧延の終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を、８０℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で４４０℃以下の巻取温度まで冷却した後に該巻取温度で巻取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８５０℃以上９５０℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上４００ｓ以下保持した後、前記第１均熱温度から６℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で１５０℃以上２７５℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、３７５℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで加熱し、該第２均熱温度で３０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する。
次いで、前記鋼スラブを１２００℃以上１３５０℃以下の加熱温度まで再加熱して、該加熱温度で６０ｍｉｎ以上保持し、
次いで、前記鋼スラブに、仕上げ圧延の終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を、８０℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で４４０℃以下の巻取温度まで冷却した後に該巻取温度で巻取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８５０℃以上９５０℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上４００ｓ以下保持した後、前記第１均熱温度から６℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で１５０℃以上２７５℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、３７５℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで加熱し、該第２均熱温度で３０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する。
[連続鋳造]
はじめに、上述した成分組成を有する溶鋼を、連続鋳造によって鋼スラブとする。連続鋳造法は、本発明の課題からして前提となるものであり、鋳型鋳造法と比較して生産能率が高い。そのため、本発明においては、鋼スラブの製造方法として、連続鋳造法を採用する。連続鋳造機としては、垂直曲げ型を採用することが望ましい。これは、垂直曲げ型の連続鋳造機は、設備コストと鋼スラブの表面品質とのバランスに優れ、かつ、鋼スラブ表面に割れが生じることを抑制する効果を奏するためである。
はじめに、上述した成分組成を有する溶鋼を、連続鋳造によって鋼スラブとする。連続鋳造法は、本発明の課題からして前提となるものであり、鋳型鋳造法と比較して生産能率が高い。そのため、本発明においては、鋼スラブの製造方法として、連続鋳造法を採用する。連続鋳造機としては、垂直曲げ型を採用することが望ましい。これは、垂直曲げ型の連続鋳造機は、設備コストと鋼スラブの表面品質とのバランスに優れ、かつ、鋼スラブ表面に割れが生じることを抑制する効果を奏するためである。
連続鋳造を経て鋼スラブとした後、鋼スラブを、６００℃までの第１平均冷却速度を８０℃／ｈ以上として冷却する。なお、「鋼スラブとした後」とは、鋼片を切断し鋼スラブとした後を意味し、第１平均冷却速度は、鋼片を切断し鋼スラブとした時点から６００℃までの平均冷却速度である。鋼スラブとした後、６００℃までの平均冷却速度を、８０℃／ｈより小さい速度とすると、Ｍｎの偏析が助長されるほか、粗大なＮｂ系析出物が最終的に得られる鋼板中に残存するため、抵抗スポット溶接性が劣化する。鋼スラブとした後、６００℃までの平均冷却速度は、好ましくは８５℃／ｈ以上、より好ましくは１００℃／ｈ以上、さらに好ましくは１１０℃／ｈ以上とする。なお、第１平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、第１平均冷却速度は好ましくは１５０℃／ｈ以下とする。なお、６００℃まで冷却した後は、室温まで冷却した後に再加熱して熱間圧延を施してもよいし、室温まで冷却せずに温片のまま再加熱して熱間圧延を施してもよい。
次いで、上記の連続鋳造後、鋼スラブを１２００℃以上１３５０℃以下の加熱温度まで再加熱して、該加熱温度で６０ｍｉｎ以上保持する。
加熱温度：１２００℃以上１３５０℃以下
加熱温度が１２００℃未満では、鋼中に再固溶するＮｂ系析出物の量が減少し、粗大なＮｂ系析出物が最終的に得られる鋼板中に残存するため、抵抗スポット溶接性が劣化する。また、加熱温度が１２００℃未満では、残部組織であるベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比が２.０を超えるため、穴広げ性が劣化する。加熱温度は、好ましくは１２２０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。また、加熱温度が１３５０℃以上では、マルテンサイトならびにベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの結晶粒径が粗大化し、所望の平均結晶粒径が得られないため、穴広げ性および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。加熱温度は、好ましくは１３１０℃以下、より好ましくは１２８０℃以下である。
加熱温度が１２００℃未満では、鋼中に再固溶するＮｂ系析出物の量が減少し、粗大なＮｂ系析出物が最終的に得られる鋼板中に残存するため、抵抗スポット溶接性が劣化する。また、加熱温度が１２００℃未満では、残部組織であるベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比が２.０を超えるため、穴広げ性が劣化する。加熱温度は、好ましくは１２２０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。また、加熱温度が１３５０℃以上では、マルテンサイトならびにベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの結晶粒径が粗大化し、所望の平均結晶粒径が得られないため、穴広げ性および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。加熱温度は、好ましくは１３１０℃以下、より好ましくは１２８０℃以下である。
加熱時間：６０ｍｉｎ以上
加熱温度が６０ｍｉｎ未満では、鋼中に再固溶するＮｂ系析出物の量が減少し、粗大なＮｂ系析出物が最終的に得られる鋼板中に残存するため、抵抗スポット溶接性が劣化する。加熱時間は、好ましくは７０ｍｉｎ以上、より好ましくは１００ｍｉｎ以上である。
加熱温度が６０ｍｉｎ未満では、鋼中に再固溶するＮｂ系析出物の量が減少し、粗大なＮｂ系析出物が最終的に得られる鋼板中に残存するため、抵抗スポット溶接性が劣化する。加熱時間は、好ましくは７０ｍｉｎ以上、より好ましくは１００ｍｉｎ以上である。
[熱間圧延工程]
・仕上げ圧延終了温度：８５０℃以上９５０℃以下
次いで、加熱後の鋼スラブに、仕上げ圧延の終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とする。鋼板内で組織を均一化させるために、また鋼板の異方性低減により、焼鈍後の鋼板の伸びおよび穴広げ性を向上させるために、熱間圧延をオーステナイト単相域にて終了する必要がある。よって、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満では、フェライト、マルテンサイト、ならびにベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が増加し、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比が増加する。また、伸び、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性が劣化する。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延鋼板の組織が粗大になり、最終的に得られる鋼板の残留オーステナイト、マルテンサイト、ならびにベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が増加し、穴広げ性、伸び、および抵抗スポット溶接性が劣化する。よって、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とする。
・仕上げ圧延終了温度：８５０℃以上９５０℃以下
次いで、加熱後の鋼スラブに、仕上げ圧延の終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とする。鋼板内で組織を均一化させるために、また鋼板の異方性低減により、焼鈍後の鋼板の伸びおよび穴広げ性を向上させるために、熱間圧延をオーステナイト単相域にて終了する必要がある。よって、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満では、フェライト、マルテンサイト、ならびにベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が増加し、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比が増加する。また、伸び、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性が劣化する。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延鋼板の組織が粗大になり、最終的に得られる鋼板の残留オーステナイト、マルテンサイト、ならびにベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が増加し、穴広げ性、伸び、および抵抗スポット溶接性が劣化する。よって、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とする。
熱間圧延終了後、ベイナイト変態する温度域まで熱延板を急冷して、熱延鋼板の鋼板組織をフェライト変態させずに均質に制御する。このように熱延板の組織を均質に制御することにより、最終的な鋼板組織、主にフェライトやマルテンサイトを微細化させることができる。
・第２平均冷却速度：８０℃／ｓ以上
第２平均冷却速度が８０℃／ｓ未満では、熱間圧延終了後にフェライト変態が開始されるため、熱延板の組織が不均質となり、組織の平均結晶粒径が増加し、穴広げ性や抵抗スポット溶接部のＴＳＳが劣化する。よって、第２平均冷却速度は８０℃／ｓ以上とする。第２平均冷却速度は、好ましくは８５℃／ｓ以上とする。なお、第２平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは２００℃／ｓ以下とする。
第２平均冷却速度が８０℃／ｓ未満では、熱間圧延終了後にフェライト変態が開始されるため、熱延板の組織が不均質となり、組織の平均結晶粒径が増加し、穴広げ性や抵抗スポット溶接部のＴＳＳが劣化する。よって、第２平均冷却速度は８０℃／ｓ以上とする。第２平均冷却速度は、好ましくは８５℃／ｓ以上とする。なお、第２平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは２００℃／ｓ以下とする。
・巻取り温度：４４０℃以下
巻取り温度が４４０℃超では、Ｎｂ系析出物が粗大化し、また、残部組織の平均結晶粒径が増加し、熱延板の組織が不均質となる。これにより、鋼板の穴広げ性、および抵抗スポット溶接性が劣化する。そのため、巻取り温度は４４０℃以下とする。巻取り温度は、好ましくは４２０℃以下、より好ましくは４００℃以下とする。巻取り温度の下限は特に規定しないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延の負荷が増大するため、巻取り温度は３００℃以上とすることが好ましい。
巻取り温度が４４０℃超では、Ｎｂ系析出物が粗大化し、また、残部組織の平均結晶粒径が増加し、熱延板の組織が不均質となる。これにより、鋼板の穴広げ性、および抵抗スポット溶接性が劣化する。そのため、巻取り温度は４４０℃以下とする。巻取り温度は、好ましくは４２０℃以下、より好ましくは４００℃以下とする。巻取り温度の下限は特に規定しないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延の負荷が増大するため、巻取り温度は３００℃以上とすることが好ましい。
[酸洗工程]
熱間圧延工程後、熱延板に酸性処理を施し、熱延板表層のスケールを除去することが好ましい。酸洗処理は特に限定されず、塩酸、硫酸等を使用する常用の酸洗方法がいずれも適用できる。
熱間圧延工程後、熱延板に酸性処理を施し、熱延板表層のスケールを除去することが好ましい。酸洗処理は特に限定されず、塩酸、硫酸等を使用する常用の酸洗方法がいずれも適用できる。
[冷間圧延]
次いで、熱延板に冷間圧延を施し、所定の板厚の冷延板とする。冷間圧延の条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
次いで、熱延板に冷間圧延を施し、所定の板厚の冷延板とする。冷間圧延の条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
[焼鈍工程]
再結晶を進行させるとともに、鋼板組織にベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、およびマルテンサイトを形成させて鋼板を高強度化するために、冷間圧延後に焼鈍工程を実施する。焼鈍工程としては、冷延板を、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８５０℃以上９５０℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上４００ｓ以下保持した後、第１均熱温度から６℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で１５０℃以上２７５℃以下の冷却停止温度まで冷却し、次いで、冷延板を、３７５℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで加熱し、該第２均熱温度で３０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する。なお、以下では、第１均熱温度での３０ｓ以上４００ｓ以下の保持を「第１均熱」、第２均熱温度での３０ｓ以上の保持を「第２均熱」とも称する。
再結晶を進行させるとともに、鋼板組織にベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、およびマルテンサイトを形成させて鋼板を高強度化するために、冷間圧延後に焼鈍工程を実施する。焼鈍工程としては、冷延板を、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８５０℃以上９５０℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上４００ｓ以下保持した後、第１均熱温度から６℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で１５０℃以上２７５℃以下の冷却停止温度まで冷却し、次いで、冷延板を、３７５℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで加熱し、該第２均熱温度で３０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する。なお、以下では、第１均熱温度での３０ｓ以上４００ｓ以下の保持を「第１均熱」、第２均熱温度での３０ｓ以上の保持を「第２均熱」とも称する。
・平均加熱速度：３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下
冷延板を、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で第１均熱温度まで加熱することで、焼鈍後の組織の結晶粒を微細化させ、優れた穴広げ性および抵抗スポット溶接性を得ることができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。平均加熱速度は、好ましくは２０℃／ｓ以下とする。また、加熱速度が小さすぎるとＮｂ系析出物が粗大化して抵抗スポット溶接性が劣化する。また、残部組織であるベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が増加して、穴広げ性が劣化する。よって、平均加熱速度は３℃／ｓ以上とする。平均加熱速度は、好ましくは５℃／ｓ以上とする。
冷延板を、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で第１均熱温度まで加熱することで、焼鈍後の組織の結晶粒を微細化させ、優れた穴広げ性および抵抗スポット溶接性を得ることができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。平均加熱速度は、好ましくは２０℃／ｓ以下とする。また、加熱速度が小さすぎるとＮｂ系析出物が粗大化して抵抗スポット溶接性が劣化する。また、残部組織であるベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が増加して、穴広げ性が劣化する。よって、平均加熱速度は３℃／ｓ以上とする。平均加熱速度は、好ましくは５℃／ｓ以上とする。
・第１均熱温度：８５０℃以上９５０℃以下
第１均熱はフェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域における均熱とする。第１均熱温度が８５０℃未満では、フェライトの体積分率が大きくなり、また、マルテンサイトの体積分率が増加し、さらに残部組織であるベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比が２.０を超えて、強度、穴広げ性および抵抗スポット溶接性の両立が困難になる。よって、第１均熱温度は８５０℃以上とする。第１均熱温度は好ましくは８６０℃以上とする。一方、第１均熱温度が高すぎると、Ｎｂ系析出物が粗大化し、またオーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、マルテンサイトの平均結晶粒径が増加して、抵抗スポット溶接性および穴広げ性が劣化するため、第１均熱温度は９５０℃以下とする。第１均熱温度は、好ましくは９２０℃以下である。
第１均熱はフェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域における均熱とする。第１均熱温度が８５０℃未満では、フェライトの体積分率が大きくなり、また、マルテンサイトの体積分率が増加し、さらに残部組織であるベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比が２.０を超えて、強度、穴広げ性および抵抗スポット溶接性の両立が困難になる。よって、第１均熱温度は８５０℃以上とする。第１均熱温度は好ましくは８６０℃以上とする。一方、第１均熱温度が高すぎると、Ｎｂ系析出物が粗大化し、またオーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、マルテンサイトの平均結晶粒径が増加して、抵抗スポット溶接性および穴広げ性が劣化するため、第１均熱温度は９５０℃以下とする。第１均熱温度は、好ましくは９２０℃以下である。
・第１均熱温度での保持時間：３０ｓ以上４００ｓ以下
第１均熱温度において、再結晶を進行させ、かつ一部もしくは全ての組織をオーステナイト変態させるため、保持時間は３０ｓ以上とする。第１均熱温度での保持時間が３０ｓ未満では、フェライトの体積分率が大きくなり、ＴＳ、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性が劣化する。第１均熱温度での保持時間は、好ましくは５０ｓ以上とする。一方、第１均熱温度での保持時間が４００ｓ超えでは、Ｎｂ系析出物が粗大化し、またマルテンサイトの平均結晶粒径が増加して、穴広げ性、ならびに抵抗スポット溶接性が劣化するため、第１均熱温度での保持時間は４００ｓ以下とする。第１均熱温度での保持時間は、好ましくは３００ｓ以下である。
第１均熱温度において、再結晶を進行させ、かつ一部もしくは全ての組織をオーステナイト変態させるため、保持時間は３０ｓ以上とする。第１均熱温度での保持時間が３０ｓ未満では、フェライトの体積分率が大きくなり、ＴＳ、穴広げ性、および抵抗スポット溶接性が劣化する。第１均熱温度での保持時間は、好ましくは５０ｓ以上とする。一方、第１均熱温度での保持時間が４００ｓ超えでは、Ｎｂ系析出物が粗大化し、またマルテンサイトの平均結晶粒径が増加して、穴広げ性、ならびに抵抗スポット溶接性が劣化するため、第１均熱温度での保持時間は４００ｓ以下とする。第１均熱温度での保持時間は、好ましくは３００ｓ以下である。
次いで、上述した第１均熱温度から、６℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で１５０℃以上２７５℃以下の冷却停止温度まで冷却する。焼戻しマルテンサイトを生成させて優れた穴広げ性を得るために、第１均熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する。これにより、第１均熱で生成したオーステナイトを一部マルテンサイト変態させる。
・第３平均冷却速度：６℃／ｓ以上
第３平均冷却速度が６℃／ｓ未満であると、フェライトの体積分率および平均結晶粒径が増加して、穴広げ性が劣化する。よって、第３平均冷却速度は６℃／ｓ以上とする。第３平均冷却速度は、好ましくは８℃／ｓ以上とする。なお、第３平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは５０℃／ｓ以下とする。
第３平均冷却速度が６℃／ｓ未満であると、フェライトの体積分率および平均結晶粒径が増加して、穴広げ性が劣化する。よって、第３平均冷却速度は６℃／ｓ以上とする。第３平均冷却速度は、好ましくは８℃／ｓ以上とする。なお、第３平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは５０℃／ｓ以下とする。
冷却停止温度：１５０℃以上２７５℃以下
第１均熱温度からの冷却の冷却停止温度は、１５０℃以上２７５℃以下とする。冷却停止温度が１５０℃未満では、冷却時にマルテンサイトが過剰に生成するため、未変態のオーステナイト、ベイナイト、および残留オーステナイトが減少して、伸びが劣化する。冷却停止温度が２７５℃以上では、焼戻しマルテンサイトが減少してマルテンサイトの体積分率が増加し、穴広げ性が劣化する。また、伸びおよび抵抗スポット溶接性が劣化する。そのため、冷却停止温度は１５０℃以上２７５℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは１８０℃以上である。また、冷却停止温度は、好ましくは２５０℃以下である。
第１均熱温度からの冷却の冷却停止温度は、１５０℃以上２７５℃以下とする。冷却停止温度が１５０℃未満では、冷却時にマルテンサイトが過剰に生成するため、未変態のオーステナイト、ベイナイト、および残留オーステナイトが減少して、伸びが劣化する。冷却停止温度が２７５℃以上では、焼戻しマルテンサイトが減少してマルテンサイトの体積分率が増加し、穴広げ性が劣化する。また、伸びおよび抵抗スポット溶接性が劣化する。そのため、冷却停止温度は１５０℃以上２７５℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは１８０℃以上である。また、冷却停止温度は、好ましくは２５０℃以下である。
次いで、１５０℃以上２７５℃以下の冷却停止温度まで冷却した冷延板を、３７５℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで再度加熱し、該第２均熱温度で３０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する。これにより、１５０℃以上２７５℃以下のまでの冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとする。また、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、ベイナイトおよび残留オーステナイトを組織中に生成する。
第２均熱温度：３７５℃以上４７５℃以下
第２均熱温度が３７５℃未満では、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、マルテンサイトの体積分率が増加して、フェライトおよびマルテンサイトとの硬度差が大きくなるため、穴広げ性、伸び、および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第１均熱温度は、好ましくは４００℃以上とする。また、第２均熱温度が４７５℃以上では、Ｎｂ系析出物が粗大化して抵抗スポット溶接性が劣化する。また、残留オーステナイトの体積分率が低下し、さらに伸びも劣化する。第１均熱温度は、好ましくは４５０℃以下とする。
第２均熱温度が３７５℃未満では、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、マルテンサイトの体積分率が増加して、フェライトおよびマルテンサイトとの硬度差が大きくなるため、穴広げ性、伸び、および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第１均熱温度は、好ましくは４００℃以上とする。また、第２均熱温度が４７５℃以上では、Ｎｂ系析出物が粗大化して抵抗スポット溶接性が劣化する。また、残留オーステナイトの体積分率が低下し、さらに伸びも劣化する。第１均熱温度は、好ましくは４５０℃以下とする。
第２均熱温度での保持時間：３０ｓ以上
第２均熱温度での保持時間が３０ｓ未満では、第２均熱でのベイナイト変態が十分に進行しないため、未変態のオーステナイトが多く残る。よって、最終的にマルテンサイトが過剰に生成してしまい、穴広げ性が劣化する。また、残留オーステナイトの体積分率が低下し、伸びおよび抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性も劣化する。そのため、第２均熱温度での保持時間は３０ｓ以上とする。第２均熱温度での保持時間は、好ましくは８０ｓ以上とする。なお、第２均熱温度での保持時間の上限は、特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは１２００ｓ以下とする。
第２均熱温度での保持時間が３０ｓ未満では、第２均熱でのベイナイト変態が十分に進行しないため、未変態のオーステナイトが多く残る。よって、最終的にマルテンサイトが過剰に生成してしまい、穴広げ性が劣化する。また、残留オーステナイトの体積分率が低下し、伸びおよび抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性も劣化する。そのため、第２均熱温度での保持時間は３０ｓ以上とする。第２均熱温度での保持時間は、好ましくは８０ｓ以上とする。なお、第２均熱温度での保持時間の上限は、特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは１２００ｓ以下とする。
上記の焼鈍後に、高強度薄鋼板にめっき処理を施してもよい。めっき金属の種類は特に限定されず、一例においては亜鉛である。亜鉛めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、および溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき処理を例示できる。溶融亜鉛めっきを施す場合、めっき浴に浸漬する高強度薄鋼板の温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃以上、（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下とすることが好ましい。めっき浴に浸漬する高強度薄鋼板の温度が（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃を下回ると、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合があることから、高強度薄鋼板の温度は（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃以上とする。また、めっき浴に浸漬する高強度薄鋼板の温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴の温度が上昇するため、量産性に問題がある。
また、溶融亜鉛めっき後は、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきに合金化処理を施すことができる。４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことにより、亜鉛めっき中のＦｅ濃度は７％～１５％になり、溶融亜鉛めっきの密着性や、塗装後の耐食性が向上する。４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招く。一方、６００℃より高い温度では、合金化の進行が顕著となり、耐パウダリング性が低下する。
溶融亜鉛めっきには、Ａｌを０.１０％以上０.２０％以下含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。
また、焼鈍後の冷延板に、調質圧延を施してもよい。焼鈍後の冷延板に、調質圧延を施す場合、調質圧延の伸長率は、好ましくは、０.０５％以上２.０％以下とする。
以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す成分組成の鋼素材を溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした。次いで、鋼スラブを、表２に示す第１平均冷却速度（冷速１）で６００℃まで冷却した。次いで、鋼スラブを再加熱して、表２に示す加熱温度（加熱温度）で、表２に示す加熱時間保持した。次いで、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件として鋼スラブに熱間圧延を施し、熱延板とした。次いで、熱延板を、表２に示す第２平均冷却速度（冷速２）で巻取温度（ＣＴ）まで冷却し、該巻取温度にてコイル状に巻取った。次いで、熱延板に酸洗を施した。次いで、熱延板に冷間圧延を施して、冷延板（板厚：１.４ｍｍ）とした。次いで、冷延板を、表２に示す平均加熱速度で第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度において表２に示す時間（第１保持時間）保持した。次いで、冷延板を、表２に示す第３平均冷却速度（冷速３）で冷却停止温度まで冷却した。次いで、冷延板を再加熱し、表２に示す第２均熱温度で保持（第２保持時間）し、室温まで冷却して、最終的な鋼板を得た。
製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を、圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８）に準拠した引張試験により、引張強さ（ＴＳ）および伸びを測定した。
穴広げ率は、ＪＩＳ Ｚ２２５６(２０１０)に準拠して測定した。クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした。次いで、６０°の円錐状のポンチで穴を押し広げ、穴の縁に発生する割れが少なくとも１か所で厚さ方向に貫通したときの穴の径の拡大量を，初期の穴の径に対する貫通したときの穴の径の比で表し、穴広げ率（λ）とした。５０％以上のλ（％）を有する鋼板を、良好な穴広げ性を有する鋼板とした。
抵抗スポット溶接部の引張せん断応力（ＴＳＳ）は、ＪＩＳ Ｚ ３１３６に準拠して、以下のように測定した。まず、得られた鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ３１３６に準拠して、引張せん断試験片を２枚切り出した。該引張せん断試験片同士を重ね合わせ、交流溶接機にセットした。該交流溶接機に取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の溶接ガンを用いて、抵抗スポット溶接によって引張せん断試験片同士を溶接した。溶接条件は、加圧力を３.６ｋＮ、ホールドタイムを０.１ｓとした。溶接電流と溶接時間はナゲット径が５.０ｍｍとなるように調整した。溶接後の引張せん断試験片を試験機にクランプを用いて固定したのち、徐々に引っ張った。引張せん断試験片が破断するまでの最大引張り荷重を測定し、引張せん断応力とした。引張せん断応力が２２ｋＮ以上の場合は、抵抗スポット溶接部の引張せん断応力が良好（○）とした。
抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性は、以下のように測定した。上記と同様の引張せん断試験片を、各実施例につき２枚ずつ作成した。一方の引張せん断試験片に、上記で求めた引張せん断応力の４０％の荷重を負荷しながら、室温で３.０%ＮａＣｌ+０.１% ＮＨ４ＳＣＮ水溶液に浸漬して、該引張せん断試験片を陰極とした電解チャージを行い、引張せん断試験片の鋼中に水素を侵入させた。電流密度は０.５ｍＡ/ｃｍ２とし、対極は白金とした。浸漬開始から１００時間後も引張せん断試験片が破断しないものを、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が良好（○）と評価した。また、他方の引張せん断試験片に、上記で求めた引張せん断応力の６０％の荷重を負荷しながら、上記と同様の条件で引張せん断試験片の鋼中に水素を侵入させた。浸漬開始から１００時間後も引張せん断試験片が破断しないものを、抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性が特に良好（◎）と評価した。
前述した方法にしたがって、製造した鋼板中のフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率、およびそれらの平均結晶粒径を算出した。前述した方法にしたがって、残留オーステナイトの体積分率を求めた。また、前述した方法にしたがって、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、および残留オーステナイト以外の鋼組織の種類および体積分率を決定した。前述した方法にしたがって、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均アスペクト比を算出した。さらに、前述した方法にしたがって、鋼板表面から板厚方向で５０μｍ以上１００μｍ以下の領域中に存在する、粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物の１００μｍ２当たりの個数を算出した。
鋼板組織、引張強さ、伸び、穴広げ性、抵抗スポット溶接部における引張りせん断強度、および抵抗スポット溶接部の耐遅れ破壊特性の測定結果を、表３に示す。なお、No.26において、残部組織であるパーライトの体積分率は２％であった。また、No.26において、残部組織の平均結晶粒径およびアスペクト比としては、パーライトについては考慮せず、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径およびアスペクト比を示している。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０.１４％以上０.２２％以下、
Ｓｉ：０.５％以上１.３％以下、
Ｍｎ：２.８％以上３.８％以下、
Ｐ：０.０４％以下、
Ｓ：０.００４％以下、
Ａｌ：０.０１％以上０.５０％以下、
Ｎ：０.０１０％以下、
Ｎｂ：０.００５％以上０.０８％以下、
Ｔｉ：０.００５％以上０.０４％以下および
Ｂ：０.０００２％以上０.００４０％以下を含有するとともに、
Ｃｒ:０.０５％以上０.３５％以下、
Ｍｏ:０.０５％以上０.３５％以下および
Ｃｏ：０.０５％以上０.３５％以下からなる群から選択される一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを体積分率で０％以上５％以下、
残留オーステナイトを体積分率で３％以上１５％以下、
マルテンサイトを体積分率で０％以上１０％以下、
残部に、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、
前記フェライトの平均結晶粒径は２．０μｍ以下であり、
前記残留オーステナイトの平均結晶粒径は２.５μｍ以下であり、
前記マルテンサイトの平均結晶粒径は３．０μｍ以下であり、
前記ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、平均結晶粒径が５μｍ以下であり、かつ平均アスペクト比が２.０以下であり、
さらに、鋼板表面から板厚方向で５０μｍ以上１００μｍ以下の領域中に、粒径が０.０８μｍ未満のＮｂ系析出物が１００μｍ２当たり２５個以上存在する、高強度薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０.０５％以下を含有する、請求項１に記載の高強度薄鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ:０.５０％以下、
Ｎｉ:０.５０％以下、
Ｓｂ:０.０２０％以下、
Ｃａ：０.００５０％以下および
ＲＥＭ：０.００５０％以下からなる群から選択される一種以上を含有する、請求項１または２に記載の高強度薄鋼板。 - 請求項１から３のいずれか１項に係る高強度薄鋼板の製造方法であって、
請求項１から３のいずれか１項に記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造によって鋼スラブとした後、６００℃までの第１平均冷却速度を８０℃／ｈ以上として冷却し、
次いで、前記鋼スラブを１２００℃以上１３５０℃以下の加熱温度まで再加熱して、該加熱温度で６０ｍｉｎ以上保持し、
次いで、前記鋼スラブに、仕上げ圧延の終了温度が８５０℃以上９５０℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を、８０℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で４４０℃以下の巻取温度まで冷却した後に該巻取温度で巻取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、３℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の平均加熱速度で８５０℃以上９５０℃以下の第１均熱温度まで加熱し、該第１均熱温度で３０ｓ以上４００ｓ以下保持した後、前記第１均熱温度から６℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で１５０℃以上２７５℃以下の冷却停止温度まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、３７５℃以上４７５℃以下の第２均熱温度まで加熱し、該第２均熱温度で３０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する、高強度薄鋼板の製造方法。
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