WO2005031022A1

WO2005031022A1 - 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: WO2005031022A1
Application number: PCT/JP2004/014039
Authority: WO
Inventors: Hiromi Yoshida; Kaneharu Okuda; Toshiaki Urabe; Yoshihiro Hosoya
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2003-09-26
Filing date: 2004-09-17
Publication date: 2005-04-07
Also published as: EP1666622B1; CA2530834C; EP1666622A1; CN102517493B; US7686896B2; US20060191612A1; EP1666622A4; CN102517493A; JP2005120467A; KR20060030909A; KR100760593B1; CA2530834A1; JP4635525B2

Abstract

自動車用鋼板等の使途に有用な、引張強さ（TS）が440MPa以上の高強度でかつ高ｒ値（平均ｒ値≧1.2）を有する、深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：0.010～0.050％、Si：1.0％以下、Mn：1.0～3.0％、Ｐ：0.005～0.1％、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005～0.5％、Ｎ：0.01％以下、Nb：0.01～0.3％を含有し、かつ、鋼中のNbとＣの含有量が、(Nb/93)／(Ｃ/12)＝0.2～0.7なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、面積率で50％以上のフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む鋼組織を有し、平均ｒ値が1.2以上であることを特徴とする。

Description

明細書

深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法技術分野

この発明は、自動車用鋼板等の使途に有用な、引張強さ（TS) が 440MPa 以上の高強度でかつ高 r値（平均 r値 1. 2 ) を有する、深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提案しようとするものである。背景技術

近年、地球環境保全の観点から、 C0₂の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心にした安全性向上も要求されている。このように、自動車車体の軽量化と強化の双方が積極的に進められている。

自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性に問題とならない範囲で部品素材を高強度化し、板厚を減ずることによる軽量化が効果的であると言われ'ており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。

軽量化効果は、使用する鋼板が高強度であるほど大きくなるため、自動車業界では、例えば内板および外板用のパネル用材料として引張強さ（TS ) 440MPa以上の鋼板を使用する動向にある。

一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形さ- れるため、自動車用鋼板は優れたプレス成形性を有していることが必要とされる。しかしながら、高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べて成形性、特に深絞り性が大きく劣化するため、自動車の軽量化を進める上での課題として、 TS 440MPa、より好ましくは TS≥500MPa、さらに好ましくは TS≥ 590MPaで、しかも良好な深絞り成形性を兼ね備える鋼板の要求が高まっており、深絞り性の評価指標であるランクフォード値（以下「r値」という。）で、平均 3：値≥ 1. 2 という高 r値の髙強度鋼板が要求されている。

髙 r値を有しながら高強度化する手段としては、極低炭素鋼を用い、鋼中に固溶する炭素や窒素を固着する量の T iや Nbを添加し、 IF (I nt er s t i t i a l atom free)化した鋼をベースとして、これに Si、 Mn、 Pなどの固溶強化元素を添加する手法があり、例えば特許文献 1に開示されている方法がある。

特許文献 1は、 C :0.002〜0.015%、 Nb： C % X 3〜C%X 8 + 0.020%、 Si： 1.2%以下、 Mn： 0.04〜0.8%、 P： 0.03〜0.10%の組成を有する、引張強さ 35〜45kgZmm²級（340〜440MPa級）の非時効性を有する成形性の優れた髙張力冷延鋼板に関する技術であり、具体的には 0.008% C-0.54%Si -0.5%Mn-0.067% P -0.043%Nbの極低炭素鋼を素材とし、熱間圧延—冷間圧延—再結晶焼鈍を行うことにより、 TS = 46k_gf_< mm ² (450MPa；)、平均 r 値 =1.7の非時効性高張力冷延鋼板を製造できることが示されている。

しかしながら、このような極低炭素鋼を素材として固溶強化元素を添加する技術では、引張強さが 440MPa以上あるいはさらに 500MPa以上や 590MPa 以上といった髙強度の鋼板を製造しようとすると、合金元素添加量が多くなり、表面外観上の問題や、めっき性の劣化、 2次加工脆性の顕在化などの問題が生じてくることがわかってきた。また、多量に固溶強化成分を添加すると、 r値が劣化するので、高強度化を図るほど！:値の水準は低下してしまう問題があつた。さらに、 C量を上記引用文献 1に具体的に開示されているような C ： 0.010 %未満という極低炭素域まで低減するためには製鋼工程で真空脱ガスを行なわなければならず、すなわち、これは製造過程で C0₂を多量に発生することになり、地球環境保全の観点からも好ましい技術とは言い難い。

鋼板の高強度化の方法として、前述のような固溶強化法以外に組織強化法がある。例えば、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相からなる複合組織鋼板である DP (Dual-Phase) 鋼板がある。 DP鋼板は、一般的に延性については概ね良好であり、優れた強度—延性バランス（TSXE1) を有し、そして降伏比が低いという特徴、すなわち、引張強さの割に降伏応力が低く、プレス成形時の形状凍結性に優れるという特徴があるが、 r値が低く深絞り性に劣る。これは、マルテンサイト形成に必須である固溶 Cが、高 r値化に有効な {111}再結晶集合組織の形成を阻害するからと言われている。

このような複合組織鋼板の r値を改善する試みとして、例えば、特許文献 2あるいは特許文献 3の技術がある。特許文献 2には、冷間圧延後、再結晶温度〜 Ac₃変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため 700〜800°Cに加熱した後、焼入焼戻しを行なう方法が開示されている。しかしながら、この方法では、連続焼鈍時に焼入焼戻しを行なうため、製造コストが問題となる。また、箱焼鈍は、連続焼鈍に比べて処理時間や効率の面で劣る。

特許文献 3の技術は、髙 r値を得るために冷間圧延後、まず箱焼鈍を行い、この時の温度をフェライト（α) —オーステナイト（γ ) の 2相域とし、その後、連続焼鈍を行うものである。この技術では、箱焼鈍の均熱時に α相から γ 相に Μηを濃化させる。この Μη濃化相は、その後の連続焼鈍時に優先的に γ 相となり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が得られるものである。しかしながら、この方法では、 Μη濃化のため比較的高温で長時間の箱焼鈍が必要であり、工程数が多く、製造コストの観点から経済性に劣るだけでなく、鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体ィンナ一力バーの寿命低下など製造工程上多くの問題がある。

また、特許文献 4には、 C ： 0.003~0.03%、 Si ： 0.2〜 1 %、 Μη ： 0.3 〜1.5%、 Ti:0.02〜0.2% (ただし、（有効 Ti) / (C + N) の原子濃度比を 0.4〜0.8) 含有する鋼を、熱間圧延し、冷間圧延した後、所定温度に加熱後急冷する連続焼鈍を施すことを特徴とする深絞り性及び形状凍結性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法が開示されており、具体的には、質量⁰ /₀で、 0.012% C -0.32%Si-0.53%Mn— 0.03% P—0.051%Ti の組成の鋼を冷間圧延後 ct— γの 2相域である 870°Cに加熱後、 100°C/s の平均冷却速度で冷却することにより、 r値 =1.61、 TS = 482MPaの複合組織型冷延鋼板が製造可能である旨が示されている。しかし、 100°C/s という高い冷却速度を得るには水焼入設備が必要となる他、水焼入した鋼板は表面処理性の問題が顕在化するため、製造設備上および材質上の問題がある。

さらに、特許文献 5には、 C含有量との関係で V含有量の適正化を図ることで複合組織鋼板の r値を改善する技術が開示されている。これは、再結晶焼鈍前には鋼中の Cを V系炭化物として析出させて固溶 C量を極力低減させて髙 r値を図り、引き続き a— γの 2相域で加熱することにより、 V系炭化物を溶解させて γ中に Cを濃化させてその後の冷却過程でマルテンサイト相を生成させるものである。しかしながら、 Vの添加は、高価であるためコストの上昇を招くこと、さらに熱延板中に析出した VCは、冷間圧延時の変形抵抗を髙くするため、例えば実施例に開示されているような圧下率 70 %での冷間圧延は、ロールへの負荷を大きくしてトラブル発生の危険性を増大させるとともに、生産性の低下が懸念されるなどの製造上の問題がある。

また、深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法の技術として、特許文献 6の技術がある。この技術は、所定の C量を含有し、平均 r値が 1. 3 以上、かつ組織中にべィナイト、マルテンサイト、オーステナイトのうち 1種類以上を合計で 3 %以上有する高強度鋼板を得るものであり、その製造方法は、冷間圧延の圧下率を 30〜95 %とし、次いで A1 と Nのクラスターや析出物を形成することによって集合組織を発達させて r値を高めるための焼鈍と、引き続き組織中にべィナイト、マルテンサイト、オーステナイトのうち 1種類以上を合計で 3 %以上有するようにするための熱処理を行うことを特徴とするものである。この方法では、冷間圧延後、良好な r値を得るための焼鈍と、組織を作り込むための熱処理をそれぞれ必要としており、また、焼鈍工程では、箱焼鈍を基本とし、その保持時間が 1時間以上という長時間保持を必要としており、工程的（時間的）に生産性が悪いという問題がある。さらに、得られる組織の第 2相分率が比較的高いため、優れた強度延性バランスを安定的に確保することは難しい。

特許文献 1 特開昭 56- 139654号公報

特許文献 2 特公昭 55- 10650号公報

特許文献 3 特開昭 55-100934号公報

特許文献 4 特公平 1-35900号公報

特許文献 5 特開 2002-226941号公報

特許文献 6 特開 2003-6444 号公報発明の開示深絞り性に優れる（軟）鋼板を高強度化するにあたり、従来検討されてきた固溶強化による高強度化の方法には、多量の或いは過剰な合金成分の添加が必要であり、これは、コスト的にも工程的にも、またで値の向上そのものにも課題を抱えるものであった。

また、組織強化を利用した方法では、 2回焼鈍（加熱）法や高速冷却設備を必要とするため、製造工程上の問題があり、さらに、 VCを活用した方法も開示されているが、髙価な Vの添加はコストの上昇を招く他、 VCの析出は圧延時の変形抵抗を高くするため、これもまた安定した製造を困難にするものであった

この発明は、このような従来技術の問題点を有利に解決した、 TS≥440MPa でかつ平均 _r値≥1. 2を有する深絞り性に優れた髙強度鋼板およびその製造方法を提案することを目的とし、 TS≥500MPa、あるレ、はさらに TS≥ 590MPa という高強度であっても平均 r値 1. 2 という髙 r値を有する深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。

この発明は、上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、特別な或いは過剰な合金成分や設備を用いることなく、 0. 010〜0. 050質量％という C含有量の範囲で、この C含有量との関係で Nb含有量を規制することで、平均 r値が 1 . 2以上で深絞り性に優れ、かつフェライト相と、マルテンサイト相を含む鋼組織をもつ高強度鋼板を得ることに成功した。

すなわち、この発明の要旨は以下の通りである。

( 1 ) 質量％で、

C ： 0. 010 ~ 0. 050 %

S i： 1. 0 %以下

Mn： 1. 0— 3. 0 %

P ： 0. 005〜0. 1 %

S ： 0. 01 %以下

A 1： 0. 005— 0. 5 %

N ： 0. 0 1 %以下

Nb： 0. 0 1— 0. 3 % を含有し、かつ、鋼中の Nbおよび Cの含有量が、

(Nb/⁹³)/(C/l²) =0.2 0.7 (式中の Nb Cは各々の元素の含有量（質 % ) )

なる関係を満たし、残部は実質的に Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、面積率で 50%以上のフェライト相と、面積率で 1 % 以上のマルテンサイト相を含む鋼組織を有し、平均 r値が 1.2以上であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度鋼板。

( 2) 前記鋼板は、鋼板 1/4板厚位置における板面に平行な（222)面、（200) 面、（110)面おょぴ（310)面の各 X線回折積分強度比が、

P (222)/ { 200) + 110) + 310) } = 1 · ° 、中の 222 P (200 t (110) および P (₃₁₍₎₎は、各々鋼板 1/4板厚位置における板面に平行な（222)面、 (200) 面、（110)面おょぴ（310)面の各 X線回折積分強度比）なる関係を満足することを特徴とする上記（1 ) に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板。

( 3 ) 上記組成に加えて、さらに Mo Cr Cuおよび Niのうち 1種または 2 種以上を合計で 0.5質量％以下含有することを特徴とする上記（ 1 ) または (2) に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板。

(4) 上記組成に加えて、さらに Ti 0.1質量％以下を含有し、かつ、鋼中の Ti Sおよび Nの含有量が、

(Ti/48) / { (S/32) + (N/14) } ≤2.0 (式中の Ti S Nは各々の元素の含有量（質量％) )

なる関係を満足することを特徴とする上記（1 ) （2) または（3) に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板。

( 5 ) 表面にめっき層を有することを特徴とする上記（1 ) 〜 (4) のいずれか 1項に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板。

(6 ) 質量％で、

C 0.010 0.050%

Si 1.0%以下

Mn 1.0 3.0%

P 0.005~0.1% S ： 0.01%以下

Al ： 0.005〜0.5%

N ： 0.01%以下

Nb： 0.01— 0.3%

を含有し、かつ、鋼中の Nbおよび Cの含有量が、

(Nb/93) Z (C/12) =0.2〜0.7 (式中の Nb、 Cは各々の元素の含有量（質量⁰ /₀) )

なる関係を満たす組成になる鋼スラブを熱間圧延にて仕上圧延出側温度： 800°C以上とする仕上圧延を施し、卷取温度： 400〜720°Cで卷取り、熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し、冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に焼鈍温度： 800〜950°Cで焼鈍を行い、次いで焼鈍温度から 500°Cまでの温度域の平均冷却速度： 5°C/s以上として冷却する冷延板焼鈍ェ程とを有することを特徴とする深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。

( 7) 質量％で、

C ： 0.010〜0.050%

Si ： 1.0%以下

Mn： 1.0~3.0% ,

P ： 0.005〜0.1%

S ： 0.01%以下

A1 ： 0.005〜0.5%

N ： 0.01%以下

Nb： 0.01〜0.3%

を含有し、かつ、鋼中の Nbおよび Cの含有量が、

(Nb/93) /(C/12) =0.2~0.7 (式中の Nb、 Cは各々の元素の含有量 (質量⁰ /₀) )

なる関係を満たす組成になる鋼スラブを熱間圧延して、平均結晶粒径が 8 μ m以下である熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し、冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に、焼鈍温度： 800〜950°Cで焼鈍を行い、次いで焼鈍温度から 500°Cまでの温度域の平均冷却速度： 5°C/ s以上として冷却する冷延板焼鈍工程とを有することを特徴とする深絞り性に優れた髙強度鋼板の製造方法。

(8 ) 鋼スラブが、上記組成に加えて、さらに Mo、 Cr、 Cuおよび Niのうち 1種または 2種以上を合計で 0.5質量％以下含有することを特徴とする上記 (6 ) または（7) に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。

( 9 )鋼スラブが、上記組成に加えて、さらに Ti :0.1質量％以下を含有し、かつ、鋼中の Ti、 Sおよび Nの含有量が、

(Ti/48) / { (S/32) + (N/14) } ≤2.0 (式中の Ti、 S、 Nは各々の元素の含有量（質量％) )

なる関係を満足することを特徴とする上記（6 ) 、 ( 7) または（8) に記载の深絞り性に優れた髙強度鋼板の製造方法。

( 1 0) 上記冷延板焼鈍工程の後の鋼板表面にめっき層を形成するめつき処理工程をさらに有することを特徴とする上記（6 ) 〜（9 ) のいずれか 1項に記載の深絞り性に優れた髙強度鋼板の製造方法。

この発明は、 C含有量が 0.010〜0.050質量％の範囲において、従来の極低炭素 IF鋼のように深絞り性に悪影響を及ぼす固溶 Cの低減を徹底せずに、マルテンサイト形成に必要な程度の固溶 Cを残存させた状態下にもかかわらず、深絞り成形性に好ましい集合組織を発達させて平均で値≥1.2を確保して良好な深絞り性を有するとともに、鋼組織をフェライト相と、マルテンサイト相を含む第 2相とを有する複合組織とすることで、 TS440MPa以上、より好ましくは TS500MPa以上、さらに好ましくは TS590MPa以上の高強度化を達成したものである。

この理由については、必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。従来軟鋼板においては、冷間圧延および再結晶前の固溶 Cを極力低減することや熱延板組織を微細化することなどが、 {111}再結晶集合組織を発達させて、高 r値化するための有効な手段とされてきた。一方、前述のような DP鋼板では、マルテンサイト形成に必要な固溶 Cを必要とするため、母相の再結晶集合組織が発達せず r値が低かった。しかしながら、本発明では、母相であるフェライト相の {111}再結晶集合組織の発達と、マルテンサイト相の形成の双方を可能にする絶妙の好成分範囲が存在することを新たに見出した。すなわち、従来の DP鋼板（低炭素鋼レベル）よりも C量を低減しつつ、極低炭素鋼よりは C量が多いという、 0.010〜0.050質量⁰ /₀の C含有量とし、加えて、この C 含有量に合わせて適切な Nb添加を行なうことで、 {111}再結晶集合組織をはじめとする深絞り成形性に好ましい集合組織の発達と、マルテンサイト相の形成の双方を同時に達成できることを新たに見出した。

従来から知られているように、 Nbは再結晶遅延効果があるため、熱間圧延時の仕上温度を適切に制御することで熱延板組織を微細化することが可能であり、さらに鋼中において Nbは高い炭化物形成能を有している。

本発明では、特に、熱延仕上温度を Ar₃変態点直上の適正な範囲にして熱延板組織を微細化する以外に、熱間圧延後のコイル卷取温度も適正に設定することで、熱延板中に NbCを析出させ、冷間圧延前および再結晶前の固溶 Cの低減を図っている。

ここで、 Nb含有量と C含有量が、（Nb/⁹³)Z(C/12) =0· 2〜0.7を満たすように設定することで、敢えて NbCとして析出しない Cを存在させている。

従来このような Cの存在が {111}再結晶集合組織の発達を阻害するとされてきたが、本発明では、全 C含有量を NbCとして析出固定せず、マルテンサィト相の形成に必要な固溶 Cが存在しながらも高 r値化を達成できる。

この理由は定かではないが、本発明範囲においては固溶 Cの存在による {111}再結晶集合組織形成に対する負の要因よりも、熱延板組織を微細化するという正の要因の方が大きいためと考えられる。また、 NbCの析出は、 {111} 再結晶集合組織の形成を妨げるとされている固溶 Cの析出固定だけでなくセメンタイトの析出を抑える効果もある。特に粒界の粗大なセメンタイトは r値を低下させるが、 Nbは粒内に比べ粒界の拡散が速いことから、粒界に粗大なセメンタイトが析出するのを阻害する効果があると考えられる。また、冷間圧延時には、粒内（マトリックス中）に微細に析出した NbCの存在によりマトリックスが硬質化し、マトリックスに比べて相対的に軟質となる粒界近傍に歪が蓄積されやすくなり、粒界からの {111}再結晶粒の発生を促進するという効果も推測される。特に、マトリックス中に NbCを析出させることの効果は、従来の極低炭素鋼程度の c含有量では有効ではなく、本発明の C含有量の適正範囲（0. 010〜0. 050質量％) において初めてその効果を発揮するものと推測され、この C含有量の適正範囲を見出したことが本発明の技術思想の基盤となつている。

そして、 Nb C以外の C、その存在形態はおそらくセメンタイト系炭化物或いは固溶 Cであると推測されるが、これら Nb Cとして固定されなかった Cの存在により、焼鈍工程における冷却時にマルテンサイト相を形成可能とし高強度化にも成功したのである。

この発明の製造方法によれば、従来技術に対し、製鋼工程においては極低炭素鋼とするための脱ガス工程が不要であること、また固溶強化を利用するための過剰な合金元素の添加も不要でありコスト的にも有利である。さらに、合金コストおよび圧延負荷を高める Vのような特別な元素の添加も必要ない。図面の簡単な説明

図 1は、作製した種々の本癸明鋼板と比較鋼板について、平均 r値と P (₂₂₂)

/ \ P (200) + f ( 1 10 ) + t (3 10) } の値を算出し、これら算出した値に基づいてプロットした図である。

図 2 ( a ) は、熱延板をナイタール液に浸漬して表面を腐食させたときの光学顕微鏡写真であって、本発明の適正範囲を満たさない比較例である。

図 2 ( b ) は、熱延板をナイタール液に浸漬して表面を腐食させたときの光学顕.微鏡写真であって、本発明の適.正範囲を満たさない比較例である。

図 3 ( a ) は、熱延板をナイタール液に浸漬して表面を腐食させたときの光学顕微鏡写真であって、本癸明の適正範囲を満たす本発明例である。

図 3 ( b ) は、熱延板をナイタール液に浸漬して表面を腐食させたときの光学顕微鏡写真であって、本発明の適正範囲を満たす本発明例である。発明を実施するための最良の形態

以下に本発明を詳細に説明する。なお、元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。

まず、本発明の高強度鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。 C ： 0.010〜0.050%

Cは、後述の Nb とともに本癸明における重要な元素である。 Cは、高強度化に有効であり、フェライト相を主相としマルテンサイト相を含む第 2相を有する複合組織の形成を促進する。 C含有量が 0.010%未満では、マルテンサイト相の形成が困難となり、本発明では複合組織形成の観点から、 Cを 0.010%以上含有する必要がある。好ましくは、 0.015%以上とする。特に、 TS500MPa以上といった高強度を得るためには、複合組織を形成するとともに固溶強化元素である Si, Mn, P等で調整することも勿論可能であるが、複合組織鋼板である本発明鋼の特長を活かす観点から、主に C量で調整することがもっとも望ましい。その場合、 C量を 0.020%以上とすることが好ましく、さらに TS590MPa以上を得るためには 0.025%以上含有させることが望ましく、その際の Nb との関係は

(Nb/93) / (C/12) =0.2— 0.7

より好ましくは

(Nb/93) / (C/12) =0.2~0.5

を満足することが好ましい。

しかしながら、 0.050%を超える Cの含有は、従来の低炭素鋼板同様、集合組織の発達を妨げ、良好な r値が得られなくなることから、 Cの上限は 0.050%とする。

Si ： 1.0%以下

Siは、フェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中の C含有量を上昇させてフェライト相とマルテンサイト相の複合組織を形成させやすくする他、固溶強化の効果がある。上記効果を得るためには、 Siは 0.01%以上含有することが好ましく、さらに好ましくは 0.05%以上とする。一方、 Siを 1.0%を超えて含有すると、熱間圧延時に赤スケールと称される表面欠陥が発生するため、鋼板とした時の表面外観を悪くするため、 1.0%以下とする。また、溶融亜鉛めつき（合金化を含む）を施す場合には、めっきの濡れ性を悪くしてめつきむらの発生を招き、めっき品質が劣化するので、溶融亜鉛めつきを施す場合、 Si含有量は低減することが好ましく、 0.7%以下とすることが好ましい。

Mn ： 1.0— 3.0%

Mnは、高強度化に有効であるとともに、マルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を低くする作用があり、焼鈍後の冷却時にマルテンサイト相の形成を促すため、要求される強度レベルおよぴ焼鈍後の冷却速度に応じて含有するのが好ましく、また、 Mnは、 Sによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもある。このような観点から、 Mnは 1.0%以上含有する必要があり、好ましくは 1.2%以上とする。一方、 3.0%を超える過度の Mnを含有することは、 r値おょぴ溶接性を劣化させるので、 Mn含有量の上限は 3.0%とする。

P ： 0.005— 0.1%

Pは、固溶強化の効果がある元素である。しかしながら、 P含有量が 0.005% 未満では、その効果が現れないだけでなく、製鋼工程において脱りんコストの上昇を招く。したがって、 Pは 0.005%以上含有するものとし、好ましくは 0.01%以上含有する。一方、 0. 1%を超える過剰な Pの含有は、 Pが粒界に偏析し、耐二次加工脆性おょぴ溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めつき鋼板とする際には、溶融亜鉛めつき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からめっき層への Feの拡散を抑制し、合金化処理性を劣化させる。そのため、高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層は、パゥダリング、チッビング等のめっき剥離が生じやすいものとなる。従って、 P含有量の上限は 0. 1%とする。

S :0.01%以下

Sは、不純物であり、熱間割れの原因になる他、鋼中で介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させるので、できるだけ低減する必要がある。具体的には、 S含有量は、 0.01%までは許容できるため、 0.01%以下とする。

A1 ： 0.005〜0.5% Alは、鋼の固溶強化、脱酸元素として有用である他、不純物として存在する固溶 Nを固定して耐常温時効性を向上させる作用がある。さらに、 A1はフェライト生成元素として、 C 1 2相域の温度調整成分としても有用である。かかる作用を発揮させるためには、 A1含有量は 0.005%以上とする必要がある。 '一方、 0.5%を超える A1の含有は、高合金コストを招き、さらに表面欠陥を誘発するので、 A1含有量の上限を 0.5%とする。より好ましくは 0.1% 以下である。

N:0.01%以下

Nは耐常温時効性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが好ましい元素である。 N含有量が多くなると耐常温時効性が劣化し、固溶 Nを固定するために多量の Tiや Al添加が必要となるため、できるだけ低減することが好ましいが、 N含有量は 0.01%程度までは許容できるため、 N含有量の上限を 0.01%とする。

Nb： 0.01〜0.3%、かつ (Nb/93) / ( C/12) =0.2〜0.7

Nbは、本発明において最も重要な元素であり、熱延板組織の微細化おょぴ熱延板中に NbCとして Cを析出固定させる作用を有し、高 r値化に寄与する元素である。このような観点から Nbは 0.01%以上含有する必要がある。一方、本発明では、焼鈍後の冷却過程でマルテンサイト相を形成させるための固溶 C を必要とするが、 0.3%を超える過剰の Nb含有は、これを妨げることになるので、 Nb含有量の上限を 0.3%とする。

また'、 Nb含有の効果を奏するには、特に Nb含有量（質量％) と C含有量 (質量⁰ /₀) 、 (Nb/93) / (C/12) =0.2〜0.7 (ただし、式中の Nb、 C は各々の元素の含有量）の範囲を満足するように、 Nb と Cを含有させることが必要である。なおここで（Nb/93) / (C/12) は Nb と Cの原子濃度比を表している。（Nb/93) / (C/12) が 0.2未満では、 Nbによる熱延板微細化効果が低くなると共に、特に C含有量が高い範囲では固溶 Cの存在量が多くなり、高 r値化に有効な再結晶集合組織の形成を阻害する。また、（Nb/93) / (C /12) が 0.7を超えると、マルテンサイト相を形成するのに必要な C量を鋼中に存在させることを妨げるので、最終的にマルテンサイト相を含む第 2相を有する組織が得られない。

したがって、 Nb含有量を 0.01〜0.3%とし、さらに Nb含有量と C含有量が、（Nb /93) / (C/12) =0· 2〜0· 7を満足するように Nb と Cを含有させることとする。なお、より好ましくは（Nb/93) Z (C/12) =0.2-0.5 を満足するように Nb と Cを含有させる。

以上が本発明の高強度鋼板の基本組成である。

なお、本発明では、上記した組成に加えてさらに下記に示す Mo、 Cr、 Cu および Niのうち 1種または 2種以上、および/または Tiを含有させてもよい。

Mo、 Cr、 Cuおよび Niのうち 1種または 2種以上を合計で 0.5%以下 Mo、 Cr、 Cuおよび Niは、 Mn と同様、マルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を低くする作用をもち、焼鈍後の冷却時にマルテンサイト相の形成を促す元素であり、強度レベル向上に効果がある。しかしながら、これら 1種または 2種以上の元素の合計で 0.5%を超える過剰な添加は、その効果が飽和するだけでなく、高価な成分によるコストの上昇を招くこと力ゝら、これら 1種または 2種の元素の合計含有量の上限は 0.5%とすることが好ましい。

Ti： 0.1%以下、かつ鋼中の Ti と Sと Nの含有量が（Ti/4⁸) / { (S/32) + (N/14) } ≤ 2.0

Tiは、 A1 と同等或いは A1以上に固溶 Nの析出固定に効果がある元素であり、この効果を得るためには 0.005%以上含有することが好ましい。しかしながら、 0.1%を超える過剰の添加は、コストの上昇を招くばかり力、 TiCの形成によりマルテンサイト相の形成に必要な固溶 Cを鋼中に残すことを妨げる。したがって、 Ti含有量は、 0.1%以下とすることが好ましい。

また、 Tiは鋼中で Sおよび Nと優先的に結合し、次いで Cと結合する。銅中での介在物の形成等による Tiの歩留まり低下を考慮すると、（Ti,48) / { (S/32) + (N/14) }が 2.0を超える Ti添加量では、 S, Nを固定するという Ti添加の効果は飽和し、かえって TiCの形成を促進して鋼中に固溶 Cを残すことを妨げるという弊害が大きくなる。したがって、 Ti含有量は鋼中で優先的に結合する Sおよび Nの含有量との関係で、（Ti/48) /{ (S/ 32) + (N/14) }≤2.0を満足することが好ましい。なお、ここで該関係式中の Ti、 S、 Nは各々の元素の含有量（質量％) である。

本発明では、上記した成分以外の残部は実質的に鉄おょぴ不可避的不純物の組成とすることが好ましい。

なお、通常の鋼組成範囲内であれば、 B、 Ca、 REM等を含有しても何ら問題はない。例えば、 Bは、鋼の焼入性を向上する作用をもつ元素であり、必要に応じて含有できる。しかし、 B含有量が 0.003%を超えるとその効果が飽和するため、 0.003%以下とすることが好ましい。

また、 Caおよび REMは、硫化物系介在物の形態を制御する作用をもち、これにより、鋼板の諸特性の劣化を防止する。このような効果は、 Caおよび REM のうちから選ばれた 1種または 2種の含有量が合計で 0.01%を超えると飽和する傾向があるので、これ以下とすることが好ましい。

なお、その他の不可避的不純物としては、例えば Sb、 Sn、 Zn、 Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、 Sb : 0.01%以下、 Sn : 0.1% 以下、 Zn : 0.01%以下、 Co ： 0.1%以下の範囲である。

そして、本発明の高強度鋼板は、上記鋼組成を有することに加えて、面積率で 50%以上のフェライト相と、面積率で 1 %以上のマルテンサイト相を含む鋼組織を有し、平均 r値が 1.2以上であることが必要である。

( 1 ) 面積率で 50%以上のフェライト相と、面積率で 1%以上のマルテンサイト相を含む鋼組織を有すること

本発明の高強度鋼板は、良好な深絞り性を有し、引張強さ≥440MPaの銅板とするために、面積率で 50%以上のフェライト相と、面積率で 1 %以上のマルテンサイト相を含む鋼組織を有する鋼板、いわゆる複合組織鋼板であることが必要である。特に、本発明では、 50%以上の面積率を占めるフェライト相を、深絞り成形性に好ましい集合組織が発達した組織とすることによって、平均て値≥1.2を達成することができる。フェライト相が少なくなり、面積率で 50%未満となると、良好な深絞り性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向がある。なお、フェライト相は、面積率で 70%以上とすることが好ましく、また、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は面積率で 99%以下とするのが好ましい。

ここで、「フェライト相」とは、ポリゴナルフェライト相のほか、オーステナイト相から変態した転位密度の高いべィニチックフェライト相を含む。

また、本癸明では、マルテンサイト相が存在することが必要であり、マルテンサイト相を面積率で 1 %以上含有する必要がある。マルテンサイト相が 1 %未満では、 TS≥440MPaを確保することが困難となり、良好な強度延性パランスを得ることが難しい。なお、マルテンサイト相は、 3 %以上とすることが好ましい。

加えて、上記したフェライト相、マルテンサイト相の他に、パーライト相、べィナイ相あるいは残留オーステナイト（γ)相などを含んだ組織としてもよい。なお、上記したフェライト相とマルテンサイト相の効果を十分に得るためには、フェライト相の面積率とマルテンサイト相の面積率の合計を 80% 以上とすることが好ましい。

(2) 平均 r値が 1· 2以上であること

本発明の高強度鋼板は、上記成分組成おょぴ鋼組織を満足するとともに、平均 r値が 1.2以上を満足するものである。

ここで、「平均 r値」とは、 JIS Z 2254で求められる平均塑性ひずみ比を意味し、以下の式から算出される値である。

平均 r値- (r。+2r₄₅+r₉。） /4

なお、 r。、 ₄₅ぉょぴ1 ₉。は、試験片を板面の圧延方向に対し、それぞれ 0° 45° および 90° 方向に採取し測定した塑性ひずみ比である。

本発明の高強度鋼板は、上記成分、鋼ミクロ組織おょぴ特性を満足すると共に、集合組織として、鋼板 1/4板厚位置における X線回折により求めた、板面に平行な（222)面、（200)面、（110)面おょぴ（310)面の各積分強度比 P

(222)、 r ₍₂₀₀₎ P(₁₁₀)、 P(310)力⁵¹、 ^ (222) / \ ^ (200) + P (110) + ^ (₃₁₀) } ≤ϊ 5 を満足することが好ましく、より好ましくは Ρ (222) / { Γ (200) (110) + Ρ (310) } ≥2.0 とする。図 1は、作製した種々の本発明鋼板と比較鋼板について、 r値と P(_222)//

{P(₂00)+P(110)+P(3₁0) } の値を算出し、これら算出した値に基づいてプロットしたときのものである。

従来、板面が {111}面に平行な集合組織をもつ場合は r値が高いが、 {110} 面や {100} 面に平行な集合組織では r値が低いことが知られている.

本発明鋼板における r値と集合組織の相関について鋭意研究を進めたところ、詳細はまだ明らかではないが、（310)面は少ないながらも {100}、 {110} 面同様、 r値を低下させる集合組織であり、これを低減することが高 r値化に寄与することを見出した。これは、詳細は明らかではないが、 Nb添加により熱延時の未再結晶 y域での圧下率が高いことや、前述した微細な NbCの析出、および NbCとして析出固定されない Cの存在などが、（310)面低減に寄与していると考えられる。

なお、 {111}集合組織とは、鋼板面垂直方向に結晶のく 111>方向が向いていることを言う。結晶学おょぴ Braggの反射条件から、体心立方構造である α — Feの場合、 {111}面の回折としては、（111) 面では起こらず、（222)面で起こる為、 X線回析積分強度比としては（222)面の値（P (₂₂₂))を用いた。 (222) 面は、鋼板板面垂直方向には [222] 方向が向いているので、実質く 111〉方向と同じ方向である。よって（222)面.の強度比が高いことは、 {111}集合組織が発達していることに対応する。 {100}面に対しても同様の理由から、（200) 面の値（P₍₂₀₀₎) を用いた。

ここで、 X線回折積分強度比とは、無方向性標準試料（不規則試料）の X 線回折積分強度を基準としたときの相対的な強度である。 X線回折は、角度分散型、エネルギー分散型のいずれでもよく、 X線源は特性 X線でも白色 X線でもよい。測定面は、 α— Feの主要回折面である（110)から（420)までの 7面から 10面を測定することが望ましい。また、鋼板 1/4板厚位置とは、具体的には、鋼板表面から測定して、鋼板の板厚の 1/8〜3/8の範囲を指し、 X線回折は、この範囲の任意の面で行えばよい。

本発明の高強度鋼板は、冷延鋼板の他、電気めつきあるいは溶融亜鉛めつきなどの表面処理を施してめっき層を有する鋼板、いわゆるめっき鋼板等をも含むものである。ここで、「めっき J とは、純亜鉛めつきの他、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めつき、あるいは純 A1めっきの他、 A1 を主成分として合金元素を添加した A1系合金めつきなど、従来から鋼板表面に施されているめつき層も含む。

次に、本発明の高強度鋼板の好ましい製造方法について説明する。

本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由の記載は省略する。

本発明の高強度鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に再結晶と複合組織化を達成する冷延板焼鈍工程とを順次経ることにより製造できる。

本発明では、まず、鋼スラブを熱間圧延にて仕上圧延出側温度を 800°C以上とする仕上圧延を施し、卷取温度： 400〜720°Cで卷取り、熱延板とする（熱間圧延工程）。

本発明の製造方法で使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続铸造法で製造することが望ましいが、造塊法や薄スラブ铸造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造した後、いったん室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する直送圧延、或いはわずかの保熱を行なった後に直ちに熱間圧延する直送圧延 .直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。

スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより、 { 1 1 1 }再結晶集合組織を発達させて深絞り性を改善するため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が 1000°C未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するので、スラブ加熱温度は 1000°C以上にすることが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度の上限は 1300°Cとすることが好適である。

上記条件で加熱された鋼スラブに粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行なえばよい。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラプルを防止するといつた観点からは、シートパーを加熱する、いわゆるシートパーヒーターを活用することが好ましい。

次いで、シートパーを仕上圧延して熱延板とする。このとき、仕上圧延出側温度（FT) は 800°C以上とする。これは、冷間圧延およぴ焼鈍後に優れた深絞り性が得られる微細な熱延板組織を得るためである。 FTが 800°C未満では、熱間圧延時の負荷が高くなると共に、熱延板組織に加工回復（フェライト粒）組織が残留しやすくなり、これは、冷延焼鈍後に { 1 1 1 }集合組織の発達を妨げる。従って、 FTは、 800°C以上とする。なお、 FTが 980°Cを超えると、組織が粗大化し、これもまた冷延焼鈍後の { 1 1 1 }再結晶集合組織の形成および発達を妨げる傾向があることから、高 r値を得る観点から、 FTの上限を 980°Cとすることが好ましい。さらに好ましくは、 Ar ₃変態点直上である未再結晶 γ域での圧下率をできるだけ高くすることにより、冷延焼鈍後に高 2·値化に好ましい集合組織を形成させることができる。

また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行なうことは、鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点から有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は、 0. 10 〜0. 25の範囲とするのが好ましい。さらに、相前後するシートパー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

コイル卷取温度（CT) は、 400〜720°Cの範囲とする。この温度範囲が熱延板中に Nb Cを析出させるのに適正な温度範囲である。 CTが 720°Cを超えると、結晶粒が粗大化し、強度低下を招くとともに冷延焼鈍後の高 r値化を妨げることになる。また CT力 S 400°C未満となると、 Nb Cの析出が起こりにくくなり、高！：値化に不利となる。なお、 CTは、好ましくは 550〜680°Cとする。

上記の熱間圧延工程を施すことにより、平均結晶粒径が 8 /x m以下である熱延鋼板とすることができる。すなわち、本発明の高強度鋼板は、上記した範囲内の組成を有し、平均結晶粒径が 8 μ m以下である熱延板を素材とし、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に再結晶と複合組織化を達成する冷延板焼鈍工程とを順次経ることにより製造できる。

熱延板の組織が平均結晶粒径で 8 以下であること

従来軟鋼板においては、熱延板の結晶粒径を微細化するほど、 r値を高める効果があることが知られている。

図 2 (a) 、図 2 (b ) および図 3 ( a) 、図 3 (b ) は、.ナイタール腐食させた熱延鋼板の光学顕微鏡写真である。ナイタール液は 3 %硝酸アルコール溶液（ 3 %HN0₃— C₂H₅0H) であり、 10〜15s腐食した。

ここで、図 2 ( a) は、 0.033%Cで Nb無添加であり、熱延板の平均結晶粒径： 8.9 μπι、冷延焼鈍して得られた鋼板の平均 r値： 0.9、図 2 (b ) は、 0.035% C-0.015%Nb{ (Nb/93) / (C/12) } =0.06} であり、熱延板の平均結晶粒径： 5.9/ίηι、冷延焼鈍して得られた鋼板の平均 r値： 1.0、図 3 (a) は、 0.035%C— 0· 083%Nb { (Nb/93) / (C/12) } =0.31} であり、熱延板の平均結晶粒径： 5.6/^ 111、冷延焼鈍して得られた鋼板の平均 r 値： 1.3、図 3 ( b ) は、 0.035% C -0.072 %Nb { (Nb/93) / (C/12) } =0.27} であり、熱延板の平均結晶粒径： 2.8 m、冷延焼鈍して得られた鋼板の平均 r値： 1.5であり、図 3 (a ) およぴ図 3 (b ) が本発明の成分組成の熱延鋼板である。なお、製造条件他は後述する表 1およぴ表 2に詳述する。図 2 (a) は、成分的に本発明鋼を外れる Nb無添加鋼で、熱延板の平均結晶粒径が 8 / m以上となっており、 r値も低い。図 2 (b ) は、 Nb添加により熱延板組織が微細化されているものの、 NbZCの比が本発明の範囲から外れているため、効果が発揮されず、 r値が低い。図 3 (a ) およぴ図 3 (b ) は本発明鋼であり、熱延板組織が微細化し、高 r値化している。

熱延板組織は、 Nb添加により、粒界としてはナイタール液により通常通り深く腐食される線（1) ■≥ともに、腐食が浅い線（2) も存在するようになる。

本発明では、粒径を測定する際、上記の線（1) と線（2) を粒界として結晶粒径を測定した。

結晶粒径は一般に傾角が 15° 以上を、いわゆる、大傾角粒界、傾角 15° 未満を、いわゆる小傾角粒界と呼ぶことが多い。上記腐食が浅い線（2) を EBSP (Electron Back Scatter Diffraction Pattern)解析したところ、この腐食が浅い線（2)は、傾角が 15° 未満のいわゆる小傾角粒界であることがわかった。本発明においては、熱延板中にこの傾角 15° 未満の、いわゆる、小傾角粒界、すなわち上記の線（2)が多数存在することが特徴的であり、この上記線（1)および線（2)の双方を粒界として粒径を測定した結果、その平均結晶粒径が 8 ;ζπι超えでは、本発明の高強度鋼板の高 r値化への効果が現れず、平均結晶粒径を 8 m以下に微細化することで、平均 r値 1.2以上という高 r 値化に効果が現れることが判った。したがって熱延板の平均結晶粒径は 8 m 以下とする。

なお、本発明鋼の組織を EBSP解析したところ、上記の線（1)と線（2)を粒界として結晶粒径を測定するということは、 5° 以上の傾角をもつ結晶粒境界を粒界と見なして粒径測定することに相当することを確認した。

このことから、詳細は定かではないが、本発明における粒界からの深絞り成形性に好ましい再結晶核発生の促進には、 5° 以上の傾角が有効であることが推測される。

なお、結晶粒径の測定方法としては、圧延方向に平行な板厚断面（L断面）について光学顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、 JIS G 0552或いは ASTMに準じた切断法により試料面上での結晶粒の平均の切片長さ 1 を求め、

(ASTM) 公称粒径 d_n=l.13X 1 として平均結晶粒径を求めればよく、この他 EBSP 等の装置を用いて求めてもよい。

なお、本発明では上記平均粒径の切片長さは、圧延方向に平行な板厚断面について、光学顕微鏡で微視組織を撮像し、 JISG0552に準じた切断法により求めた。すなわち、撮像した微視組織写真を用い、 JISG0552に準じて圧延方向およびこれに垂直方向に対してそれぞれ一定長さの線分で切断されるフエライト結晶粒の数を測定し、線分の長さをその線分で切断されるフェライト結晶粒の数で除した値をそれぞれの方向の切片長さとして求め、これらの平均 (相加平均）値をここでの結晶粒の平均の切片長さ 1 ( m) とした。

さらに、本発明鋼は、熱延板段階において、全 C含有量のうち 15%以上を NbCとして析出固定していることが望ましい。すなわち、熱延板段階において、 NbC として析出固定される C量が鋼中の全 C量に占める割合を 15%以上とすることが望ましい。

Nb Cとして析出固定される C量が鋼中の全 C量に占める割合（以下、単に「析出固定される C量の割合」という。）とは、熱延板を化学分析（抽出分析) して得られる析出 Nb量から次式にて算出される値である。

[C] _fix=100X 12X ( [Nb*] /93) /[C]_total

ここで、鋼中に Tiを含有しない場合、 Nbは NbNを形成するため、

[Nb*] = [Nb] - (93 [N] /14) 、 [Nb*] 〉0

一方、銅中に Tiを含有する場合、 Nは優先的に TiNを形成するので [Nb*] = [Nb] ― (93 [N *] /14)

なお、式中、

[N *] = [N] ― (14 [Ti*] ノ 48) 、 [N*] > 0

[Ti*] - [Ti] ― (48 [ S] 32) 、 [Ti*] > 0

[C] _fixは析出固定される C量の割合（％) 、

[C]_t。_talは、鋼中の全 C含有量（質量％) 、

[Nb] 、 [N] 、 [Ti] 、 [ S ] は、それぞれ析出 Nb、析出 N、析出 Ti、析出 S i (質量％) である。

前述したように、冷間圧延および再結晶前の段階で固溶 Cを低減することは、高 r値化のために有効であるとともに、析出した NbCの存在により高 r 値化が促進される。本発明では、 Nb Cとして析出固定される C量が鋼中の全 C含有量の 15%以上でその効果が現れる。なお、全体の C含有量に占める析出固定される C量の割合の上限は、前述した Nbの適正範囲の上限（Nb/93) / ( C/12) =0. 7以内の Nb含有量であれば問題なく、高 r値化と焼鈍後のマルテンサイト相の形成が両立される。

次いで、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする（冷間圧延工程）。

ここで熱延板はスケールを除去するために冷間圧延前に酸洗を行うことが好ましい。酸洗は通常の条件にて行なえばよい。冷間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は少なくとも 40%以上とすることが好ましく、より望ましくは 50%以上とする。高 r値化には高冷延圧下率が一般に有効であり、圧下率が 40 %未満では、 { 1 1 1 }再結晶集合組織が発達しにくく、優れた深絞り性を得ることが困難となる。一方、この発明では冷間圧下率を 90 %までの範囲で高くするほど r値が上昇するが、 90 %を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、冷間圧延時のロールへの負荷も高まるため、上限を 90 %とすることが好ましい。

次に、上記冷延板に焼鈍温度： 800°C以上 950°C以下で焼鈍を行い、次いで焼鈍温度から 500°Cまでの温度域の平均冷却速度： 5 °C/s以上として冷却する（冷延板焼鈍工程）。

上記焼鈍は、本発明で必要とする冷却速度を確保するため、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めつきラインで行なう連続焼鈍とすることが好ましく、 800〜950°Cの温度域で行なう必要がある。本発明においては、焼鈍の際の最高到達温度である焼鈍温度を、 800°C以上とすることで、 a— _y 2相域、すなわち、冷却後にフェライト相とマルテンサイト相を含む組織が得られる温度以上、かつ再結晶温度以上にすることができる。焼鈍温度が 800°C未満では冷却後に十分なマルテンサイト相の形成がなされなかったり、あるいは、再結晶が完了せずフェライト相の集合組織を調整できず高 r値化が図れないため、焼鈍温度は 800°C以上とする。一方、 950°Cを超える高温では、再結晶粒が著しく粗大化し、特性が著しく劣化するため、焼鈍温度は 950°C以下とする。

また上記焼鈍時の昇温速度、特に 300°Cから 700°Cまでの昇温速度は、本発明鋼板の場合、 l °C/s未満であると、再結晶前に回復により歪みエネルギが解放されることで再結晶の駆動力を減少させてしまう傾向'に'あるので、 300°Cから 700°Cまでの平均で 1 °C/s以上とすることが好ましい。なお、昇温速度の上限は特に規定する必要はなく、現状の設備では、 300°Cから 700°Cまでの平均の昇温速度の上限は、概ね 50°CZ s程度である。 700°Cから焼鈍温度までは、再結晶集合組織形成の観点から、好ましくは 0. rc/s以上で昇温させる。一方、 700°Cから焼鈍均熱温度（焼鈍到達温度）までを 20 °C/s以上で昇温させると、未再結晶部からの変態、あるいは未再結晶のまま変態が進みやすく、集合組織形成の点で不利になりやすいため、 20°C Zs以下の昇温速度で加熱することが好ましい。上記焼鈍後の冷却速度は、マルテンサイト相の形成の観点から、焼鈍温度から 500°Cまでの温度域の平均冷却速度を 5 °C/s以上として冷却する必要がある。該温度域の平均冷却速度が 5 °C/s未満だとマルテンサイト相が形成されにくくフェライト単相組織となり組織強化が不足することになる。

本発明では、マルテンサイト相を含む第 2相の存在が必須であることから、 500°Cまでの平均冷却速度が臨界冷却速度以上であることが必要であり、これを達成するためには 5 °C/s以上とすることで満足される。 500°C未満の冷却については、特に限定しないが、引き続き、望ましくは 300°Cまで 5 °C/s 以上の平均冷却速度で冷却することが好ましく、過時効処理を施す場合は、過時効処理温度までを平均冷却速度が 5 °C/s以上になるようにすることが好ましい。

なお、上記冷却速度は、マルテンサイト相形成の観点から、上限は特に規定する必要はなく、ロール冷却やガスジェット冷却の他、水焼入設備等を用いて冷却してもよい。

また、上記冷延板焼鈍工程の後に電気めつき処理、あるいは溶融めつき処理などの表面処理を施し、鋼板表面にめっき層を形成しても良い。

例えば、めっき処理として、自動車用鋼板に多く用いられる溶融亜鉛めつき処理を行う際には、上記焼鈍を連続溶融亜鉛めつきラインにて行い、焼鈍後の冷却に引き続いて溶融亜鉛めつき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めつき層を形成すればよく、この場合、溶融亜鉛めつき浴から出た後、 300°Cまでの平均冷却温度が 5 °C/ s以上となるように冷却することが好ましい。また、溶融亜鉛めつき浴に浸漬後さらに合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めつき鋼板を製造してもよい。この場合、合金化処理した後の冷却において、 300°Cまでの平均冷却速度が 5 °C/ s以上になるように冷却することが好ましい。なお、上記溶融亜鉛めつき浴から出た後、あるいは合金化処理後の冷却についても、マルテンサイト相形成の観点から、冷却速度の上限は特に規定する必要はなく、口ール冷却やガスジェット冷却の他、水焼入設備等を用いて冷却してもよい。また、上記焼鈍後の冷却までを焼鈍ラインで行い、ー且室温まで冷却した後、別途溶融亜鉛めつきラインにて溶融亜鉛めつきを施し、或いはさらに合金化処理を行っても良い。

ここで、めっき層は純亜鉛めつきや亜鉛系合金めつきに限らず、 A1めっきや A1系合金めつきなど、従来、鋼板表面に施されている各種めつき層とすることも勿論可能である。

また、上記のように製造した冷延鋼板（冷延焼鈍板ともいう）あるいはめつき鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整の目的で調質圧延またはレべラー加工を施してもよい。調質圧延或いはレべラー加工の伸び率は合計で 0. 2〜 15 %の範囲内であることが好ましい。 0. 2 %未満では、形状矯正、粗度調整の所期の目的が達成できないおそれがあり、一方、 15 %を超えると、顕著な延性低下をもたらす傾向があるため好ましくない。なお、調質圧延とレべラー加ェでは、加工形式が相違するが、その効果は、両者で大きな差がないことを確認している。調質圧延、レべラー加工はめつき処理後でも有効である。実施例

次に、本発明の実施例について説明する。

表 1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鎊造法でスラブとした。これら鋼スラブを 1250°Cに加熱し粗圧延してシ^"トパ一とし、次いで、表 2に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。これらの熱延板を酸洗後圧下率 65 %の冷間圧延を施す冷間圧延工程により板厚 1. 2 mmの冷延板とした。引き続き、これら冷延板に連続焼鈍ラインにて、表 2に示す条件で連続焼鈍を行なった。次いで、得られた冷延焼鈍板に伸び率 0. 5 %の調質圧延を施し、各種特性を評価した。なお、 No . 2および 9の鋼板は、連続溶融亜鉛めつきラインにて冷延板焼鈍工程を施し、その後引き続きインラインで溶融亜鉛めっき（めっき浴温： 480°C ) を施して溶融亜鉛めつき鋼板とし、同様に調質圧延を施し各種特性を評価した。なお、ここで鋼板 No . 25が、前述の図 2 ( a )、鋼板 No. 26が図 2 ( b ) 、鋼板 No . 27が図 3 ( a ) 、そして鋼板 No . 28が図 3 ( b ) である。得られた各冷延焼鈍板おょぴ溶融亜鉛めつき鋼板の、微視組織、引張特性および r値について調査した結果を表 2に示す。また、熱間圧延工程後の熱延板について、 NbCとして析出固定される C量の割合と微視組織（結晶粒径）について調べた。調査方法は下記の通りである。

( i )熱延板中の NbCとして析出固定される C量の割合

前述のように抽出分析により析出 Nb、析出 Ti、析出 N、析出 S量を定量し、下記式で求めた。

[C] _fix=100X12X ( [Nb*] /93) /[C]_total

ここで、鋼中に Tiを含有しない場合、

[Nb*] = [Nb] 一 (93 [N] 14) 、 [Nb*] >0

Tiを含有する場合、

[Nb*] = [Nb] 一 (93 [N*] /14)

なお、式中、

[N*] = [N] - (14 [Ti*] /48) 、 [N*] > 0

[Ti*] = [Ti] - (48 [S] /32) 、 [Ti*] > 0

[C] _fixは析出固定される C量の割合（％) 、

[C]_t。_talは、鋼中の全 C含有量（質量％) 、

[Nb] 、 [N] 、 [Ti] 、 [S] はそれぞれ析出 Nb、析出 N、析出 Ti、析出 Si (質量％) である。

なお、抽出分析の方法は、 10%マレイン酸系電解液を用いて電解抽出した残渣をアルカリ融解し、融成物を酸溶解した後、 ICP発光分光法で定量した。

(ii) 熱延板の結晶粒径

ナイタール腐食した圧延方向に平行な板厚断面（L断面）を光学顕微鏡で撮像し、 JIS G 0552に準じた切断法により、前述のように平均結晶粒の切片長さ 1 ( m)を求め、（ASTM) 公称粒径 d_n=l.13X 1 として表記した。粒界としては、先述したように、ナイタール液により腐食し、通常通り深く腐食される線おょぴ腐食が浅い線の双方を粒界としてカウントした。また、このようにして測定した平均結晶粒径の値は、傾角 5° 以上の結晶粒境界を結晶粒界とみなして測定した値に相当することを EBSP解析により確認した。ここでナイタール液は、 3%硝酸アルコール溶液（3 %HN0₃— C₂H_s0H) を用い、 10〜15 秒間腐食した。

(iii)冷延焼鈍板の微視組織

各冷延焼鈍板から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面（L断面）について、光学顕微鏡或いは走査型電子顕微鏡を用いて 400〜10000倍で微視組織を撮像し、相の種類を観察するとともに、 1000〜3000倍の像から主相であるフェライト相の面積率と第 2相の面積率を求めた。

( i v) 引張特性

得られた各冷延焼鈍板から圧延方向に対して 90° 方向（C方向）に JIS5 号引張試験片を採取し、 JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度 lOmm/minで引張試験を行い、降伏応力（YS)、引張強さ（TS)およぴ伸ぴ（E1) を求めた。

(V ) 平均！:値

得られた各冷延焼鈍板の圧延方向（L方向）、圧延方向に対し 45° 方向（D 方向）、圧延方向に対し 90° 方向（C方向）から JIS5号引張試験片を採取した。これらの試験片に 10%の単軸引張歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を測定し、これらの測定値を用い、 JIS Z 2254の規定に準拠して平均 r値（平均塑性歪比）を以下の式から算出し、これを r値とした。

平均 3：値= (r。+2r₄₅+r₉。） /4

なお、 r。、 r ₄₅および r ₉。は、試験片を板面の圧延方向に対し、それぞれ 0° 、 45° および 90° 方向に採取し測定した塑性ひずみ比である。

(v i ) 集合組織

得られた各冷延焼鈍板の鋼板 1/4板厚位置にて、白色 X線を用いたェネルギー分散型 X線回折を行った。測定面は、 a- Feの主要回折面である（110)面、 (200〉面、（211)面、（220)面、 (310)面、 (222)面、 (321)面、（400)面、 (411) 面、（420)面の計 10面について測定し、無方向性標準試料との相対強度比で各面の X線回折積分強度比を求め、求めた（222)面、（200)面、（110)面およぴ（³10)面の X線回折積分強度比 P₍₂₂₂₎、 P₍₂₀₀₎、 P ₍₁₁。）および P ₍₃₁₀₎を下記式の右辺各項に代入し、左辺項 Aを算出した。 A = P (222) / {P(200) "l"P(H0)⁺P(310) }

表 2に示す調査結果より明らかなように、本発明例では、いずれも TS440MPa 以上であり、かつ、平均 r値が 1.2以上と深絞り性に優れている。これに対し、本発明の範囲を外れる条件で製造した比較例では、強度が不足しているカ或いは r値が 1.2未満と深絞り性が劣っている。産業上の利用可能性

本発明によれば、 TS440MPa以上、あるいはさらに強度が高い TS500MPa 以上や TS590MPa以上であっても、平.均 r値が 1.2以上と深絞り性に優れた高強度鋼板を安価にかつ安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。例えば、本発明の高強度鋼板を自動車部品に適用した場合、これまでプレス成形が困難であった部位も高強度化が可能となり、自動車車体の衝突安全性や軽量化に十分寄与できるという効果がある。また、自動車部品に限らず、家電部品やパイプ用素材としても適用可 16である。

表 1

化学成分（質量％)

※l=(Nb/93) /(C/12) ※ (Ti/48) / { (S/32) + (N/14) }

表 2— 1

FT CT dn 500°Cま鋼組織機械的特性集合組織

700°Cか

300でから焼鈍温度

たはめつ

ら焼鈍温から

700°Cまで焼鈍き後から

鋼板鋼度までの 500¾まフェラきの平均加

No. 温度 300°C

での平均ま仆マルテンサイトめっ

その他備 No. 平均加熱での平均相の面相の面 YS TS El 平均処理

(°C) (%) 熱速度 (で）の相種

(MPa) (MPa) (%)

(°C/s) 速度冷却速度

(°C/s) (°C/s) 冷却速度積率積率 it A値

類

(%) (%)

(°C/s)

1 870 600 24 6.4 15 0.5 850 20 20 95 5 ― 280 445 39 2.0 8.8 一本発

2 A 870 600 24 6.4 15 0.5 850 20 20 94 4 B 290 455 38 1.8 7.4 有本発

3 870 600 24 6.4 15 0.5 850 3_ 20 85 _0_ P 360 380 35 1.5 4.8 一比較

4 870 650 36 6.1 8 1.0 850 20 20 93 7 一 350 515 35 7.2 ― 本発

B

5 870 650 36 6.1 8 ―' 700 20 20 100 0. 一 390 430 38 0.8 0.9 ― 比較

6 870 650 28 6.2 5 2.0 850 20 20 91 9 ― 370 550 31 1.5 5.2 ― 本発

C

7 870 750 15 9.2 5 2.0 850 20 20 93 2 P, B 480 500 33 1.0 1.3 一比較

8 860 600 37 5.2 12 1.5 860 15 15 92 8 一 390 615 30 1.3 3.3 ― 本発

D

9 860 600 37 5.2 12 1.5 860 15 15 91 8 B 410 625 28 1.3 3.1 有本発

10 860 600 32 5.3 12 1.5 870 15 15 90 10 ― 410 620 30 1.3 2.9 ― 本発

E

11 860 300 10 8.3 12 1.5 870 15 15 76 8 P 365 550 28 0.7 1.0 ― 比較

12 F 870 600 37 5.8 12 1.5 850 20 20 90 5 B, γ' 450 635 32 1.4 3.8 ― 本発

13 G 860 630 28 3.1 12 1.5 840 10 15 93 5 Β 390 610 32 1.4 4.1 一本発

14 H 870 600 41 5.0 12 1.5 870 20 20 89 11 一 380 650 29 1.2 2.6 ― 本発

15 I 870 620 23 4.2 12 1.5 850 10 15 90 7 Β 415 640 29 1.4 4.2 一本発

16 J 860 610 23 2.9 12 1.5 840 5 15 93 7 ― 425 645 29 1.4 3.6 ― 本発

17 K 860 630 21 3.5 12 1.5 850 8 15 89 10 Β 420 640 30 1.4 2.8 一本発

18 L 860 610 21 3.6 12 3.0 830 8 15 90 8 Β 410 625 30 1.3 2.9 ― 本発

19 860 650 48 5.2 12 1.5 830 20 20 82 15 Β 420 680 26 1.2 2.6 一本発

M

20 860 650 48 5.2 12 1.5 980 20 20 立 90 Β 680 750 19 0.7 0.9 ― 比蛟

表 2— 2

FT ：仕上圧延出側温度 P :パーライト相 ' A値 =P(₂₂₂₎/{P CT：コイル卷取温度 B ：べィナイト相

C_r ：熱延板中に bCとして析出固定される C量 γ' ：残留オーステナイト相

d_n：傾角 15° 未満の小傾角粒界を含めた熱延板平均結晶粒径 (公称粒径）

Claims

一一請求の範囲

1. 質量％で、

C ： 0.010〜0.050%

Si： 1.0%以下

Mn： 1.0〜3.0%

P ： 0.005-0.1%

S ： 0.01%以下

A1： 0.005-0.5%

N ： 0.01%以下

Nb： 0.01〜0.3%

を含有し、かつ、鋼中の Nbおよび Cの含有量が、

(Nb/93)/(C/12) =0.2— 0.7 (式中の Nb、 Cは各々の元素の含有量（質量⁰ /₀) )

なる関係を満たし、残部は実質的に Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、面積率で 50%以上のフェライト相と、面積率で 1% 以上のマルテンサイト相を含む鋼組織を有し、平均 r値が 1.2以上であることを特徴とする深絞り性に優れた高強度鋼板。

2. 前記鋼板は、鋼板 1/4板厚位置における板面に平行な（222)面、（200) 面、（110)面おょぴ（310)面の各 X線回折積分強度比が、

^ (222) / { t (200) + P (110) + (310) } =1· ° (工,中の Ρ (222 )、。。）、（110) および P(_31Q)は、各々鋼板 1/4板厚位置における板面に平行な（222)面、（200) 面、（110)面および（310)面の各 X線回折積分強度比）なる関係を満足することを特徴とする請求項 1に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板。

3. 上記組成に加えて、さらに Mo、 Cr、 Cuおよび Niのうち 1種または 2 種以上を合計で 0.5質量％以下含有することを特徴とする請求項 1または 2 に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板。

4. 上記組成に加えて、さらに Ti ： 0.1質量％以下を含有し、かつ、鋼中の Ti、 Sおよび Nの含有量が、

なる関係を満足することを特徴とする請求項 1、 2または 3に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板。

5. 表面にめっき層を有することを特徴とする請求項 1〜4のいずれか 1 項に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板。

6. 質量％で、

C ： 0.010〜0.050%

Si ： 1.0%以下

Mn： 1.0〜3.0%

P ： 0.005〜0.1%

S ： 0.01%以下

A1： 0.005~0.5%

N ： 0.01%以下

Nb： 0.01~0.3%

を含有し、かつ、鋼中の Nbおよび Cの含有量が、

(^^ ^ / ） =0.2〜0· 7 (式中の Nb、 Cは各々の元素の含有量（質量⁰ /₀) )

なる関係を満たす組成になる鋼スラブを熱間圧延にて仕上圧延出側温度： 800°C以上とする仕上圧延を施し、卷取温度： 400〜720°Cで卷取り、熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し、冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に焼鈍温度： 800〜950°Cで焼鈍を行い、次いで焼鈍温度から 500°Cまでの温度域の平均冷却速度： 5°C/s以上として冷却する冷延板焼鈍ェ程とを有することを特徴とする深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。 O 2005/031022

7. 質量％で、

C ： 0.010〜0.050%

Si： 1.0%以下

Mn： 1.0〜3.0%

P ： 0.005~0.1%

S ： 0.01%以下

A1 ： 0.005〜0.5%

N ： 0.01%以下

Nb： 0.01〜0.3%

を含有し、かつ、鋼中の Nbおよび Cの含有量が、

(Nb/93)/(C/12) =0.2-0.7 (式中の Nb、 Cは各々の元素の含有量（質量⁰ /₀) )

なる関係を満たす組成になる鋼スラブを熱間圧延して、平均結晶粒径が 8 μ m以下である熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し、冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に、焼鈍温度： 800〜950°Cで焼鈍を行い、次いで焼鈍温度から 500°Cまでの温度域の平均冷却速度： 5°C/ s以上として冷却する冷延板焼鈍工程とを有することを特徴とする深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。

8. 鋼スラブが、上記組成に加えて、さらに Mo、 Cr、 Cuおよび Niのうち 1種または 2種以上を合計で 0.5質量％以下含有することを特徴とする請求項 6または 7に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。

9. 鋼スラブが、上記組成に加えて、さらに Ti： 0.1質量％以下を含有し、かつ、鋼中の Ti、 Sおよび Nの含有量が、

なる関係を満足することを特徴とする請求項 6、 7または 8に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。 1 o . 上記冷延板焼鈍工程の後の鋼板表面にめっき層を形成するめつき処理工程をさらに有することを特徴とする請求項 6〜 9のいずれか 1項に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。