JP2004263270A - 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004263270A JP2004263270A JP2003056900A JP2003056900A JP2004263270A JP 2004263270 A JP2004263270 A JP 2004263270A JP 2003056900 A JP2003056900 A JP 2003056900A JP 2003056900 A JP2003056900 A JP 2003056900A JP 2004263270 A JP2004263270 A JP 2004263270A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- temperature
- phase
- bake hardenability
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】超高強度で、焼付け硬化性に優れ、さらには延性および伸びフランジ性にも優れる超高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１２〜０．１８％、Ｓｉ：０．２ 〜０．８ ％、Ｍｎ：２．２ 〜３．０ ％、Ｐ：０．０１８ ％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００５０％以下およびＴｉ：０．００１ 〜０．０３０ ％を、次式（１）
−１００［Ｃ］ ＋ １５ ≦ ［Ｍｎ］ ≦−１００［Ｃ］ ＋ ２０ −−− （１）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ，Ｍｎの含有量（質量％）
を満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成とし、フェライト相の体積分率が１０〜５０ ｖｏｌ％、フェライト相の平均結晶粒径が ４．０μｍ以下、ベイナイト相の体積分率が５０〜８０ ｖｏｌ％の鋼組織とし、さらにベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比（Ｈｖ（Ｂ）／Ｈｖ（Ｆ））を ４．０以下、かつフェライト相およびベイナイト相それぞれのビッカース硬さの平均値からのばらつき２σを１５〜１００ とする。
【選択図】 図１
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１２〜０．１８％、Ｓｉ：０．２ 〜０．８ ％、Ｍｎ：２．２ 〜３．０ ％、Ｐ：０．０１８ ％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００５０％以下およびＴｉ：０．００１ 〜０．０３０ ％を、次式（１）
−１００［Ｃ］ ＋ １５ ≦ ［Ｍｎ］ ≦−１００［Ｃ］ ＋ ２０ −−− （１）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ，Ｍｎの含有量（質量％）
を満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成とし、フェライト相の体積分率が１０〜５０ ｖｏｌ％、フェライト相の平均結晶粒径が ４．０μｍ以下、ベイナイト相の体積分率が５０〜８０ ｖｏｌ％の鋼組織とし、さらにベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比（Ｈｖ（Ｂ）／Ｈｖ（Ｆ））を ４．０以下、かつフェライト相およびベイナイト相それぞれのビッカース硬さの平均値からのばらつき２σを１５〜１００ とする。
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主にプレス成形される自動車部品などに用いて好適な引張強さＴＳが ９８０ ＭＰａ以上という超高強度で、焼付け硬化性に優れ、さらには延性および伸びフランジ性にも優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
種々の強化方法により、材料強度は、目標とする強度を達成することは可能であるが、高強度化に伴い加工性は低下するのが実情であった。特に従来の高強度鋼板では、組織的不均一や硬質相と軟質相の局所的な混在などのために、伸びフランジ性を評価する穴拡げ試験時に亀裂の起点となる箇所が多数存在することになり、これが伸びフランジ性の低下を招くと言われている。しかも、このような加工性は、高強度鋼板になればなるほど大きく低下するのが一般的であった。
このため、従来の鋼板製造技術では、高強度化と焼付け硬化性、延性、曲げ性および伸びフランジ性などの加工性との両立は極めて難しかった。
【０００３】
上記の各種特性のうち、焼付け硬化性に優れる鋼板の技術としては、例えば特許文献１および特許文献２が知られている。
しかしながら、これらのいずれも、ＴＳレベル自体が低いだけでなく、本発明とは対象分野が異なる熱延鋼板についての開示しかない。
この点、特許文献３には、冷延鋼板について開示されてはいるが、この冷延鋼板は上記した熱延鋼板と同様、ＴＳレベルが低い。
また、これらの技術はいずれも、高いＮ含有量が技術思想のポイントであり、低いＮ量においても優れた焼付け硬化性が達成可能であることについて示唆するところはない。さらには、本発明の重要な特徴である、延性と伸びフランジ性との両立についての開示もない。
【０００４】
次に、伸びフランジ性の指標の一つである穴拡げ率（λ）に優れる高強度冷延鋼板としては、例えば特許文献４および特許文献５が知られている。
しかしながら、上記の特許文献４には、引張強さＴＳが ６９０ ＭＰａ以下の低レベルの鋼板の高λ化についてしか開示がなく、延び（Ｅｌ）と両立させるという知見は一切ない。加えて、フェライトを固溶強化する反面、延性を低下させるＰを多量に含有しているため、、ＴＳ×Ｅ１レベルは低い。さらに、肝心のＴＳ×λバランスも十分なレベルとは言い難い。
また、特許文献５にも、高λ化については開示されているが、この特許文献５は、Ｍｎ含有量が少ないため、ＴＳレベルが ６９０ ＭＰａ止まりであり、本発明に比べると２グレード以上低いレベルでしかない。従って、ＴＳ×Ｅ１レベルが低いのは勿論のこと、Ｅｌ−λバランスとの両立について示唆するところはない。
さらに、これらの技術はいずれも、結晶粒径の微細化効果について何ら考慮が払われてなく、また各々の体積分率の影響についても不明である。
【０００５】
また、特許文献６には、微細なベイナイト組織を有するＴＳ：９８０ ＭＰａ 級の冷延鋼板が開示されている。
しかしながら、この特許文献６では、降伏比、ＴＳおよび弾性限について言及されているだけで、しかも本発明とは技術対象が異なるロール成形すなわち軽加工用途の薄鋼板についてしか開示がない。従って、特許文献６には、複雑なプレス部品形状を得るために極めて重要なＥｌやλに関する記述は一切なく、プレス加工性についてなんら示唆するところもない。なお、ＴＳが ９８０ ＭＰａ級レベルの実施例成分は低炭素鋼であり、またその製造方法は急冷のみ、等温保持処理なしであるため、鋼組織は連続冷却中に生成するベイナイト相であるが、このベイナイト相は一般に高転位密度であるため延性が悪いことが予想される。さらに、特許文献６では、結晶粒の均一微細化効果は、ＹＳと弾性限との開きが小さくなると言及されているに止まっている。
【０００６】
【特許文献１】
特開２０００−２９７３５０号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開２００２−４７５３６ 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開２００２−５３９３５ 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開平９−２６３８３８号公報（表４，表５）
【特許文献５】
特開平１０−６０５９３ 号公報（表３，表６，表７）
【特許文献６】
特開２０００−２７３５７６号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したとおり、強度と加工性は相反する傾向を示すのが一般的であり、現状では、良好な加工性と引張強さ：９８０ ＭＰａ 以上を兼備した超高強度冷延鋼板は知られていない。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決するもので、超高強度で、焼付け硬化性に優れ、さらには延性および伸びフランジ性にも優れる超高強度冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
ここに、本発明における板厚：０．８ 〜２．５ ｍｍ程度の冷延鋼板についての強度および加工性の目標値は次のとおりである。
・引張強さ（ＴＳ）≧ ９８０ ＭＰａ
・焼付け硬化量
ＢＨＴ（引張り強さＴＳの上昇量）≧ ７０ ＭＰａ
ＢＨＹ（降伏強さＹＳの上昇量）≧ １２０ ＭＰａ
・強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ １７０００ ＭＰａ・％
・強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）≧ ６５０００ ＭＰａ・％
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋼成分、製造条件および金属組織などの面から鋭意実験を行い、かつ検討を重ねた。
その結果、成分組成を適正範囲に制御した上で、製造工程における加熱条件および冷却条件を適切に制御することによって、結晶粒径が制御された一定量のフェライト相と一定量のベイナイト相から構成される組織とし、かつフェライト相とベイナイト相の硬さおよびその分布を制御することによって初めて、優れた延性を有すると同時に局所的な変形能の差を解消してマクロ的に均一変形をさせることが可能となり、かくして非常に高い強度レベルの下で、従来にない優れた焼付け硬化性が得られ、また高い伸びおよび穴拡げ率、従って高い強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られ、ひいては優れたプレス成形性が得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で
Ｃ：０．１２〜０．１８％、
Ｓｉ：０．２ 〜０．８ ％、
Ｍｎ：２．２ 〜３．０ ％、
Ｐ：０．０１８ ％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下および
Ｔｉ：０．００１ 〜０．０３０ ％
を、下記式（１） を満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、フェライト相の体積分率が１０〜５０ ｖｏｌ％、フェライト相の平均結晶粒径が ４．０μｍ 以下、ベイナイト相の体積分率が５０〜８０ ｖｏｌ％の鋼組織を有し、さらにベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比（Ｈｖ（Ｂ）／Ｈｖ（Ｆ））が ４．０以下で、かつフェライト相およびベイナイト相それぞれのビッカース硬さの平均値からのばらつき２σが１５〜１００ であることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
記
−１００［Ｃ］ ＋ １５ ≦ ［Ｍｎ］ ≦−１００［Ｃ］ ＋ ２０ −−− （１）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ，Ｍｎの含有量（質量％）
【００１０】
２．上記１において、鋼板が、さらに質量％で
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％および
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１１】
３．上記１または２において、鋼板が、さらに質量％で
Ｎｂ：０．００１ 〜０．０５０ ％
を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１２】
４．上記１〜３のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｖ：０．００１ 〜０．３００ ％および
Ｚｒ：０．００１ 〜０．３００ ％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１３】
５．上記１〜４のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１４】
６．上記１〜５のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１５】
７．上記１〜６のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブを、鋳造後、直ちにまたは一旦冷却後、１１００〜１３００℃に加熱したのち、仕上げ圧延終了温度：８５０ 〜９５０ ℃にて熱間圧延し、圧延終了後、 ４５０〜６５０ ℃で巻き取ったのち、冷間圧延し、ついで連続焼鈍を施すに際し、（焼鈍温度−１０℃）までの昇温速度：７０〜３００ ℃／分、（焼鈍温度−１０℃）から焼鈍温度までの昇温速度：５〜２０℃／分の昇温速度条件下で、下記式（２） を満足する焼鈍温度に加熱し、焼鈍温度に到達後、等温保持することなく直ちに冷却を開始し、その冷却過程において、冷却速度：１０〜１００ ℃／秒で焼鈍温度から（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域まで冷却し、冷却終了後、鋼板温度を上昇させることなく（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域に６０〜２４０ 秒間保温することを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板の製造方法。
記
Ｔ１ ± ５０ ℃（但し、Ｔ１ ＝ ９５０− １５０ ［Ｃ］１／２＋５０［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］） −−−（２）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｓｉ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ， Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明で目的とする優れた焼付け硬化性、伸びおよび伸びフランジ性（穴拡げ率を評価指標とするので、穴拡げ性ともいう）を得るためには、焼鈍中の２相分離の適度な抑制およびオーステナイト中へのＣ濃化の抑制を図ると共に、局所的に高転位密度であるのではなく、鋼板全体が高転位密度であること、ひずみ付与時のひずみの導入が不均一ではなく均一であること、固溶元素が均一に存在していることが重要である。また、フェライト相とベイナイト相の硬度差については、最高、最低硬さに差があっても２極化していなければ構わず、鋼板中で平準化していれば良い。
そして、成分範囲および製造条件は基本的に上記の考え方に基づいて決定される。
【００１７】
以下、本発明において、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．１２〜０．１８％
Ｃは、低温変態相を利用して鋼を強化するための必須元素であって、９８０ ＭＰａ以上の引張強さを得るには少なくとも０．１２％の含有が必要であるが、０．１８％を超えて含有すると溶接性が著しく劣化する。また、Ｃ含有量が多くなると焼鈍中の２相分離が著しく促進され、オーステナイト中にＣが著しく濃化して鋼板中のＣ濃度ムラが大きくなり、焼付け硬化性にも悪影響を及ぼし、さらにはオーステナイト中のＣ濃度が高くなりすぎる結果、マルテンサイト変態点（Ｍｓ ）が低下し、加熱、冷却、保温工程後も硬質な残留オーステナイト相が存在して伸びフランジ性が低下するので、Ｃ量は０．１２〜０．１８％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｓｉ：０．２ 〜０．８ ％
Ｓｉは、強度向上に寄与する有用元素であるが、その効果は含有量が０．２ ％未満では発揮されない。一方、０．８ ％を超えて含有させると、フェライト変態が促進され、低温変態相による強化が不十分となる。またＳｉは、オーステナイト中へのＣ濃化を促進する効果が大きい元素であり、２相分離が促進されて鋼板中にＣ濃度ムラが生成されるだけでなく、ベイナイト相そのものが硬化すると共に、最終的に得られる鋼板中に硬質な残留オーステナイト相が存在し易くなることにより、焼付け硬化性および伸びフランジ性を低下させる。そこで、本発明ではＳｉ量は ０．２〜０．８ ％の範囲に限定した。このように、本発明は、低Ｓｉ含有量で高加工性を発揮させるものである。
【００１９】
Ｍｎ：２．２ 〜３．０ ％
Ｍｎは、フェライト変態を抑制し、転位密度の高いベイナイト組織を得るために重要な役割を担っている元素である。また、Ａｒ３変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、強度−延性バランスを高める作用を有する。引張強さ確保の観点から安定して低温変態相であるベイナイト相を得るには２．２ ％以上のＭｎ量が必要であるが、３．０ ％を超えて含有すると軟質なフェライト相の生成が過度に抑制され、またベイナイト相自身も硬質化するため、ＴＳ−Ｅ１バランスが著しく低下する。よって、Ｍｎ量は ２．２〜３．０ ％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｐ：０．０１８ ％以下
Ｐは、固溶強化能が高く、強度向上に有用な元素であるが、フェライト安定化元素であるＰを過多に含有させると、焼鈍中の２相分離が促進され焼付け硬化性が低下するだけでなく、組織の不均一化をもたらし、鋳造時の凝固偏析が顕著になり、内部割れや加工性の劣化を招くことになるので、Ｐ量は ０．０１８％以下に制限した。
【００２１】
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、鋼中で非金属介在物として存在し、伸びフランジ成形時の応力集中源となるため、その含有量は低いことが望まれる。とはいえ、Ｓ量が０．００３０％以下の範囲では、高強度であっても、伸びフランジ性にさほどの悪影響を及ぼさないので、０．００３０％を許容上限とした。より好ましくは０．００１０％以下である。
【００２２】
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸および炭化物形成元素の歩留りを向上させるために有効な元素であり、０．０１％以上含有させることが好ましいが、０．０５％を超えて含有させても効果が飽和するのみならず、加工性や表面性状の劣化を招くので、Ａｌ量は０．０５％以下に限定した。
【００２３】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、ＡｌＮ、固溶Ｎとして鋼中に存在し、多量に含有されるとフェライトの延性を低下させるため、その含有量は０．００５０％以下に制限した。より好ましくは０．００３０％以下である。
【００２４】
Ｔｉ：０．００１ 〜０．０３０ ％
Ｔｉは、スラブ加熱段階でＴｉＣとして存在して、昇温加熱中のオーステナイト粒成長を抑制するだけでなく、それ以降の熱間圧延工程での動的再結晶を誘起し、組織の微細均一化をもたらし、伸び、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素であり、このためには少なくとも ０．００１％の含有を必要とする。また、このＴｉを後述するＮｂと併用して含有させると、フェライト相が生成する臨界冷却速度が遅くなり、焼入れ性が向上するという効果がもたらされる。一方、０．０３０ ％を超えるＴｉを含有させると、硬質な炭化物などを形成し、伸びフランジ性を低下させるため、Ｔｉ量は ０．００１〜０．０３０ ％の範囲に限定した。より好ましくは ０．００５〜０．０１５ ％の範囲である。
【００２５】
さらに、本発明では、Ｃ量とＭｎ量について次式（１） の範囲を満足させることが重要である。
−１００［Ｃ］ ＋ １５ ≦ ［Ｍｎ］ ≦−１００［Ｃ］ ＋ ２０ −−− （１）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ，Ｍｎの含有量（質量％）
というのは、ＣやＭｎは、強度に及ぼす影響が極めて大きいため、両者をバランス良く含有させることが必要だからである。ここに、Ｍｎ量が−１００［Ｃ］ ＋ １５ より少ないと十分な強度の確保が難しく、またフェライト生成により伸び（Ｅｌ）は大きくなるものの、穴拡げ率（λ）が低下する。一方、−１００［Ｃ］ ＋ ２０ を超えて含有すると、フェライト生成が抑制され、伸び（Ｅｌ）が低下し、強度レベルが高くなりすぎる。
【００２６】
以上、基本成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％およびＣｒ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上
Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒはいずれも、伸びを大きく低下させることなしに強度を向上させるのに有効な元素であるが、０．０１％未満ではその効果に乏しく、一方０．５０％を超えて多量に含有させてもさらなる効果はなく、むしろ経済的に不利となるので、これらは単独添加または複合添加いずれの場合も０．０１〜０．５０％の範囲で含有させるものとした。より好ましくは０．０１〜０．２５％の範囲である。
【００２７】
Ｎｂ：０．００１ 〜０．０５０ ％
Ｎｂは、ＮｂＣなどの析出物の存在形態や再結晶温度に影響を及ぼす元素である。特に本発明では、Ｎｂは、組織の微細均一化に有効に作用する他、フェライト−パーライトの生成を抑制し、低温変態相であるベイナイト主体の組織とすることにより、高強度にもかかわらず高い伸び、穴拡げ率をもたらすという効果を有している。このような効果は、Ｎｂを ０．００１％以上含有させることで発現するが、０．０５０ ％を超えて含有させると鋼中に硬質な析出物が多量に形成され、伸びフランジ性を低下させるので、Ｎｂ量は ０．００１〜０．０５０ ％の範囲に限定した。より好ましくは ０．００５〜０．０２０ ％の範囲である。
【００２８】
Ｖ：０．００１ 〜０．３００ ％および／またはＺｒ：０．００１ 〜０．３００ ％
ＶおよびＺｒはそれぞれ、炭化物の形成による結晶粒径の粗大化抑制効果を通じて鋼板の強度を上昇させるのに有効な元素である。よって、Ｖ，Ｚｒはそれぞれ、０．００１ 〜０．３００ ％の範囲で含有させるものとした。なお、これらは単独でも複合して含有させても同様の挙動を示す。
【００２９】
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｂも、強度上昇に有効な元素である。Ｂを含有させることにより、フェライトが生成する臨界冷却速度が遅くなるので、冷延後の焼鈍工程における連続冷却中に軟質なフェライト相の生成を抑制して低温変態相を形成させることが容易となる。このような効果を得るためには、０．０００１％以上含有させることが必要であるが、０．００５０％を超えて含有させてもさらなる効果は得られないので、Ｂ量は０．０００１〜０．００５０％の範囲に限定した。
【００３０】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％および／または ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％
ＣａおよびＲＥＭ はいずれも、硫化物などの析出物、例えばＭｎＳなどを球状化して鋭角的な析出物を減少させ、応力集中を減少させることによって伸びフランジ性の低下を抑制する効果を有している。しかしながら、含有量がそれぞれ０．０００１％未満では効果が小さく、一方０．００５０％を超えて含有させても、その効果は飽和し、むしろコストの上昇を招く。そこで、Ｃａ， ＲＥＭ はそれぞれ０．０００１〜０．００５０％の範囲で含有させるものとした。
【００３１】
次に、鋼組織を前記の範囲に限定した理由について説明する。
フェライト相の体積分率：１０〜５０ ｖｏｌ％
フェライト相の体積分率が１０ ｖｏｌ％より少ないと、軟質相の絶対量が少なすぎて延性の低下を招き、一方５０ ｖｏｌ％を超えて存在すると、軟質相が多くなりすぎて引張強さＴＳの確保が困難となる。さらに、鋼板中の硬度分布が２極化し、焼付け硬化性および伸びフランジ性が低下する。従って、フェライト相は体積分率で１０〜５０ ｖｏｌ％存在させるものとした。より好ましくは１５〜３５ ｖｏｌ％の範囲である。
【００３２】
フェライト相の平均結晶粒径：４．０ μｍ 以下
フェライト相の平均結晶粒径を ４．０μｍ 以下に細かくすることにより、硬質な低温変態相であるベイナイト相の体積分率が少なくても高強度化が可能となり、またそれによって軟質相を多く含むようになる結果、延性が向上する。さらに、結晶粒の微細化により鋼板組織の均一化が進むため、伸びフランジ性の改善も達成される。従って、フェライト相の平均結晶粒径は ４．０μｍ 以下とした。
【００３３】
ベイナイト相の体積分率：５０〜８０ ｖｏｌ％
ベイナイト相の体積分率が８０ ｖｏｌ％を超えると高強度化し、またベイナイト相単相組織に近付き均一な組織となるため伸びフランジ性は向上する傾向にあるが、逆に延性は低下する。一方、５０ ｖｏｌ％より少ないと引張強さＴＳの確保が困難となる。またこの場合、ＴＳを確保するには、ベイナイト相自身を強化する必要があり、必然的に硬度分布が２極化するため、伸びフランジ性は低下する。従って、ベイナイト相は体積分率で５０〜８０ ｖｏｌ％の範囲に限定した。より好ましくは６０〜７５ ｖｏｌ％の範囲である。
さらに、これらフェライト相とベイナイト相の特性を有利に発揮させるためには、両者の合計を組織全体に対する体積分率で９０ ｖｏｌ％以上とすることが好ましい。
【００３４】
また、ここでいうベイナイト相とは、オーステナイトから所定の温度に冷却し、その後の保温工程において生成するフェライトと針状に析出した Ｆｅ３Ｃから構成される低温変態相であり、例えばオーステナイトから水冷のような急速冷却を受け、その後の再加熱工程において生成する同じくフェライトと Ｆｅ３Ｃから構成されてはいるが、棒状または楕円状の Ｆｅ３Ｃとフェライトとから構成される焼き戻しマルテンサイト相や高温保持で生成するいわゆる上部ベイナイト、さらには Ｆｅ３Ｃの析出を含まないベイニティックフェライトとは明瞭に区別される。
【００３５】
そして、かかるベイナイトは、変態生成するときの温度によってその強度が決定されるため、高い穴拡げ率（λ）を得るためには、連続冷却中に生成するベイナイトではなく、組織的に均一なベイナイトが得られる等温変態で生成させたベイナイトが有利である。従って、組織的に均一なベイナイトを得るためには、等温変態温度の制御が極めて重要である。
【００３６】
なお、上記したフェライト相およびベイナイト相以外にも、結晶粒界に沿って析出するセメンタイト、等温保持中にオーステナイトからベイナイトに変態する際に １００％変態せずに若干生成するマルテンサイトおよび残留オーステナイトなどが存在するが、フェライト相およびベイナイト相さえ、上記の範囲を満足していれば問題はなく、それぞれ数％程度存在しても構わない。
【００３７】
ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比（Ｈｖ（Ｂ）／Ｈｖ（Ｆ））≦ ４．０
ベイナイト硬さの平均値であるＨｖ（Ｂ）とフェライト硬さの平均値であるＨｖ（Ｆ）の比が ４．０より大きいと、鋼板に硬度分布があっても、軟質相中に極度に硬質な部分が局所的に存在することになり、ひずみ導入時に変形能が異なり不均一な変形となるため、成形性が低下する。すなわち、ひずみの導入によりフェライトは変形するが、硬質なベイナイトの変形量は少ないため、両相の界面でボイドが容易に発生し、界面において亀裂の進展が容易に起こるため、穴拡げ率は低下する。従って、（Ｈｖ（Ｂ）／Ｈｖ（Ｆ））と ４．０以下とした。
【００３８】
フェライト相および第２相それぞれのビッカース硬度の平均値からのばらつき２σ＝１５〜１００
ここで、２σとは、ｎ＝２０の硬さの度数分布における標準偏差（σ）の２倍を意味する。
この２σが１５未満であると、フェライトとベイナイトの硬度分布が２極化、すなわちフェライト相とベイナイト相の界面の強度差が大きくなり、加熱時に旧オーステナイト組織であったところに固溶Ｃ、Ｎが偏在することとなり、低いＢＨＹ， ＢＨＴ特性しか得られない。一方、２σが １００を超えた場合には、ＢＨＹ， ＢＨＴ特性が飽和するだけでなく、極度に硬いベイナイト相が存在することになり、加工性全般が悪化する。従って、フェライト相とベイナイト相の硬度比が同じであっても、所望のＢＨＹ， ＢＨＴ特性を得るためには、フェライト相およびベイナイト相ともビッカース硬度の平均値からのばらつき２σは１５〜１００ とする必要がある。
【００３９】
次に、本発明の製造方法において製造条件を前記の範囲に限定した理由について説明する。
なお、本発明では、前記した好適成分組成に調整した鋼スラブを、鋳造後、直ちにまたは一旦冷却後、後述するスラブ加熱温度に再加熱したのち、熱間圧延し、巻き取った後、冷間圧延し、ついで連続焼鈍を施す。
【００４０】
再加熱時におけるスラブ加熱温度（ＳＲＴ）：１１００〜１３００℃
結晶粒の均一微細化のためには、スラブ加熱温度は１３００℃以下のできるかぎり低温とすることが好ましい。というのは、スラブ加熱温度が低ければ低いほど加熱時の初期オーステナイト粒径が小さくなるため、最終的な製品粒径の微細化により、高い伸びフランジ性を得るのに有効であり、また細粒化効果により強度上昇を伴うため硬質なベイナイト相分率の低減が可能となり、延性も向上するからである。とはいえ、スラブ加熱温度が１１００℃を下回ると、仕上げ圧延温度の確保が困難となるので、スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃の範囲とした。好ましくは１２００℃以下である。
【００４１】
仕上げ圧延終了温度：８５０ 〜９５０ ℃
熱間圧延時の仕上げ圧延終了温度が ８５０℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、熱間圧延性が低下する。また組織の不均一化が起こり、フェライトとベイナイト相が層状すなわちバンド状の組織となり、冷延焼鈍後も不均一な組織が残存して、焼付け硬化性、伸びフランジ性および延性が共に低下する。一方 ９５０℃より高温ではオーステナイトが粗大化し、均一微細な組織が得られなくなり、伸びフランジ性が低下する。よって、仕上げ圧延終了温度は ８５０〜９５０ ℃の範囲とした。
【００４２】
巻取り温度：４５０ 〜６５０ ℃
巻取り温度が ４５０℃を下回ると、硬質なマルテンサイト相が生成して冷間圧延時の圧延負荷が増大し、また幅方向での鋼板強度がバラツキ、熱延後の冷間圧延性が低下する。一方、６５０ ℃を上回るとＴｉＣが粗大化し、均一な組織が得られなくなり、冷延焼鈍後の延性が不十分となる。また、フェライトとパーライト主体の層状組織となり、鋼板中にＣ濃度分布の高低が生じ、冷延、焼鈍後の組織も不均一となり、焼付け硬化性、伸びフランジ性および延性ともに悪影響を与える。よって、巻取り温度は ４５０〜６５０ ℃の範囲とする。
なお、巻取り後に行う冷間圧延は、通常どおりの条件で行えばよく、特にこの冷間圧延における圧下率は３０〜７０％程度とすることが好ましい。
【００４３】
（焼鈍温度−１０℃）までの昇温速度（昇温速度（１） ）：７０〜３００ ℃／分
加熱時における昇温速度が７０℃／分を下回ると、昇温加熱中にフェライトとオーステナイトヘの２相分離が促進され、Ｃはオーステナイト中に濃化してＣの分配が起こり、鋼板中にムラが生じ、焼付け硬化性および穴拡げ率の低下を招く。一方、昇温速度が ３００℃／分を超えて速くなると、その効果は飽和する傾向にある。従って、加熱時における（焼鈍温度−１０℃）までの昇温速度は７０〜３００ ℃／分とする。
【００４４】
なお、加熱時における昇温速度は、上記したように一定の範囲で急速加熱とすることが重要である一方、ＴＳレベルを調整するためには加熱時の２相分率が重要であり、このため焼鈍温度近傍、特に（焼鈍温度−１０℃）以上では、２相分率を制御するための調整が必要となる。そこで、上記した一定の範囲での急速加熱は（焼鈍温度−１０℃）までとし、引き続く（焼鈍温度−１０℃）から焼鈍温度までの昇温速度は、後述するように、別途制御するものとした。
【００４５】
図１に、焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす焼鈍時における昇温速度（１） の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：０．１４０ ％，Ｓｉ：０．４５％，Ｍｎ：２．４５％，Ｐ：０．０１５ ％，Ｓ：０．０００７％， Ａｌ：０．０４０ ％， Ｎ：０．００２８％およびＴｉ：０．０１５ ％（Ｔ１ ＝８４３ ℃、Ｍｓ＝４１４ ℃）を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：１１８５℃、仕上げ圧延温度：８８３ ℃、巻取り温度：６１０ ℃、冷延圧下率：５０％、加熱時における昇温速度（１） ： ４０〜３４０ ℃／分、昇温速度（２） ： ７℃／分、焼鈍温度：８６０ ℃、冷却速度：３０℃／秒、冷却停止温度：３５５ ℃、保温温度：３５０ ℃、保温時間：１３０ 秒の条件で処理した。
【００４６】
同図から明らかなように、加熱時における昇温速度（１） を７０〜３００ ℃／分の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）が得られ、また延性および穴拡げ率も良好であり、その結果優れた強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）が得られた。
【００４７】
（焼鈍温度−１０℃）から焼鈍温度までの昇温速度（昇温速度（２） ）：５〜２０℃／分
上述したとおり、加熱に際し昇温速度は一定の範囲で急速に上げることが重要ではあるが、ＴＳレベルを調整するためには加熱時の２相分率が重要であり、従って加熱時には目標とする温度に正確に制御する必要がある。ここに、焼鈍温度に到達する直前の昇温速度が２０℃／分を超えると、目標温度に制御することが困難となり、一方５℃／分より遅いとＣ濃化が促進され、焼付け硬化性および伸びフランジ性が劣化する。従って、（焼鈍温度−１０℃）から焼鈍温度までの昇温速度は５〜２０℃／分とする。
【００４８】
焼鈍温度：Ｔ１ ±５０℃（但し、Ｔ１ ＝ ９５０− １５０ ［Ｃ］１／２＋５０［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］）
ここで、Ｔ１ は、Ａ３ 変態点の目安となる温度である。
さて、焼鈍温度がＴ１ −５０℃より低いと、冷間圧延時の組織の影響を完全に除却することが困難なため、２相バンド状組織すなわち不均一な組織となって、穴拡げ率（λ）が低下する。一方、焼鈍温度がＴ１ ＋５０℃より高くなると、昇温工程においてオーステナイト粒径が急激に粗大化し、炭化物も粗大化および局在化し、微細均一な組織が得られなくなって、やはりλが低下する。また、フェライト変態が遅延し、延性も低下する。
従って、焼付け硬化性、延性と穴拡げ率をバランスさせるためには、焼鈍温度はＴ１ ±５０℃の範囲に制御する必要がある。
【００４９】
図２に、焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす焼鈍温度の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：０．１５０ ％， Ｓｉ：０．５０％， Ｍｎ：２．８１％， Ｐ：０．０１７ ％， Ｓ：０．０００７％， Ａｌ：０．０３５ ％， Ｎ：０．００２５％およびＴｉ：０．０１５ ％（Ｔ１ ＝８３３ ℃、Ｍｓ＝３９７ ℃）を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：１１７０℃、仕上げ圧延温度：９０５ ℃、熱延終了後の巻取り温度：５２０ ℃、冷延圧下率：５０％、加熱時における昇温速度（１） ： １５０ ℃／分、昇温速度（２） ： ７℃／分、焼鈍温度：（Ｔ１ −６８℃）〜（Ｔ１ ＋６５℃）、冷却速度：２５℃／秒、冷却停止温度：３７０ ℃、保温温度：３７０ ℃、保温時間：１８０ 秒の条件で処理した。
【００５０】
同図から明らかなように、焼鈍温度をＴ１ ±５０℃の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性だけでなく、優れた強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られた。
【００５１】
冷却処理：焼鈍温度に到達後、等温保持することなく直ちに冷却を開始し、この冷却過程における冷却速度：１０〜１００ ℃／秒
焼鈍温度に等温保持すると２相組織化が促進され、それに伴いオーステナイト中へのＣ濃化が進行して焼付け硬化性が低下する。また、冷却速度が１０℃／秒より遅いと連続冷却中に過度にフェライトが生成してＴＳが低下し、またオーステナイト中へのＣ濃度が進行するため、焼付け硬化性が低下する。一方、１００ ℃／秒を超える冷却速度で冷却してもその効果は飽和するため、冷却速度は１０〜１００℃／秒とする。好ましくは１０〜５０℃／秒程度である。
なお、加熱から冷却停止温度までの冷却速度は（冷却開始温度−冷却停止時の温度）／冷却時間（℃／秒）で定義される。
【００５２】
図３に、焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす冷却速度（冷却速度（１） ）の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：０．１５５ ％，Ｓｉ：０．４５％， Ｍｎ：２．６１％， Ｐ：０．０１２ ％， Ｓ：０．０００８％， Ａｌ：０．０３７ ％， Ｎ：０．００２９％およびＴｉ：０．０１２ ％（Ｔ１ ＝８３５ ℃、Ｍｓ＝４０１ ℃）を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：１１８０℃、仕上げ圧延温度：９００ ℃、巻取り温度：５５０ ℃、冷延圧下率：５０％、加熱時における昇温速度（１） ：１８０ ℃／分、昇温速度（２） ：１２℃／分、焼鈍温度：８４０ ℃、冷却速度：５〜１３０ ℃／秒、冷却停止温度：３５０ ℃、保温温度：３５０ ℃、保温時間：１５０ 秒の条件で処理した。
【００５３】
同図から明らかなように、冷却速度（１） を１０〜１００ ℃／秒の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性は勿論のこと、優れた強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られている。
【００５４】
冷却停止温度：（Ｍｓ点（鋼成分における平衡時のマルテンサイト変態点）−１００℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）
（Ｍｓ点−１００ ℃）より低い温度で冷却を停止すると、ベイナイト相自体が硬質化するだけでなく、オーステナイトの一部が硬質なマルテンサイトに変態し、引張り強さは高くなるものの、延びが低下する。また、フェライトとベイナイト相の硬度分布が２極化し、穴拡げ率が低下する。さらに、予ひずみ過程においても不均一にひずみが導入されるため、焼付け硬化性も劣化する。一方、（Ｍｓ点＋５０℃）を超える温度で冷却を停止すると、パーライトが生成したり、高温で生成したベイナイトが軟質化し、ＴＳ≧９８０ ＭＰａ を達成するのが困難となる。従って、冷却停止温度は（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度範囲とする必要がある。
なお、マルテンサイト変態点温度であるＭｓ点は、例えば次式
Ｍｓ点＝ ５６１−４７４［Ｃ］ −３３［Ｍｎ］
によって算出することができる。
【００５５】
図４に、焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす冷却停止温度の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：０．１７１ ％，Ｓｉ：０．３５％， Ｍｎ：２．７８％，Ｐ：０．０１５ ％， Ｓ：０．０００７％， Ａｌ：０．０４５ ％， Ｎ：０．００２５％およびＴｉ：０．０１１ ％（Ｔ１ ＝８２２ ℃、Ｍｓ＝３８８ ℃）を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：１１８０℃、仕上げ圧延温度：９００ ℃、巻取り温度：４５０ ℃、冷延圧下率：５０％、加熱時における昇温速度（１） ：２００ ℃／分、昇温速度（２） ：１０℃／分、焼鈍温度：８４５ ℃、冷却速度：１８℃／秒、冷却停止温度：（Ｍｓ−１５０ ℃）〜（Ｍｓ＋７０℃）、保温温度＝冷却停止温度、保温時間：２２０ 秒の条件で処理した。
【００５６】
同図から明らかなように、冷却停止温度を（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性は勿論のこと、優れた強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られている。
【００５７】
保温温度：（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）
冷却終了後、鋼板温度を上昇させることなく（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の範囲に保持して、オーステナイトからベイナイトヘの変態を十分に行うことが重要である。ここに、保温温度が（Ｍｓ点−１００ ℃）を下回ると、保温中にベイナイト変態が十分に進行せず、マルテンサイトが多量に生成し、またベイナイト相自体が硬質化することにより、第２相が硬質化して、高ＴＳ化し、延性が低下する。加えて、フェライトと硬質なベイナイトまたはマルテンサイトとの界面でのクラックの発生、進展が容易になり、穴拡げ率が低下する。また、フェライト相とベイナイト相の硬度分布が２極化し、固溶Ｃ，Ｎが偏在し、低いＢＨＹ， ＢＨＴ特性しか得られない。
また、（Ｍｓ点−１００ ℃）以上で、冷却終了時点での鋼板温度以下であれば十分フェライトとの硬度差の小さい低温変態相であるベイナイトが生成するため、十分な穴拡げ率を達成可能である。さらに、マルテンサイトより硬質ではないベイナイトとフェライトの混合組織となり、延性との両立が可能となる。従って、保温温度は（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の範囲とする。
なお、本プロセスでは、急速冷却や冷却終了後の鋼板再加熱などの工程は不要であり、従って、高生産性かつ低い燃料原単位で、トータルエネルギーコストの低いレベルでの工業生産が可能となる。
【００５８】
保温時間：６０〜２４０ 秒
保温温度と同様に、オーステナイトからベイナイトヘの変態を十分に行うために重要であり、６０秒に満たないとベイナイト変態が十分に進行せず、その後の冷却過程において硬質なマルテンサイトが生成してフェライトとの硬度差が増大し、フェライトとマルテンサイトの界面でのクラックの発生、進展が容易になり、穴拡げ率が低下する。一方 ２４０秒を超えて保温してもその効果は飽和するので、保温時間は６０〜２４０ 秒とした。
保温処理終了後は、放冷または冷却速度：１０〜６０℃／分程度の冷却で ２００℃程度まで冷却することが好ましく、またその後の冷却については、水冷、ミスト冷却、放冷など冷却方法および冷却速度に関する制限はない。
【００５９】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、表２に示す条件で処理して、板厚：１．０ 〜１．８ ｍｍの冷延鋼板を製造した。
かくして得られた冷延鋼板の鋼組織および各種機械的性質について調べた結果を表３に示す。
【００６０】
なお、各特性の評価方法および組織の測定方法は次のとおりである。
・引張特性：圧延方向と直交する方向を長手方向（引張り方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張り試験を行って評価した。
・焼付け硬化性：引張りにて２％のひずみを付与した時の最高到達応力と、予ひずみに引き続き １７０℃， ２０分の熱処理後の降伏点との差を降伏点の上昇量（ＢＨＹ）とし、また通常の引張試験時の最高到達応力と、引張りにて５％予ひずみを付与し、引き続き １７０℃， ２０分の熱処理後の再引張りにおける最高到達応力との差をＴＳの上昇量（ＢＨＴ） とし、これらＢＨＹ， ＢＨＴの両者を焼付け硬化性の指標とした。
・穴拡げ率λ：日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴｌ００１に基づき実施した。すなわち、初期直径ｄｏ ＝１０ｍｍの穴を打ち抜いたのち、６０°の円錘ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚を貫通したところでポンチの上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、穴拡げ率λ＝〔（ｄ−ｄｏ ）／ｄｏ ） × １００（％）として算出した。
・曲げ特性：圧延方向を長手方向とする４０ｍｍ幅×２００ ｍｍ長さのＪＩＳ Ｚ ２２０４に規定する試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠した押し曲げ法による密着曲げ試験を行って、評価した。
【００６１】
・フェライト相の結晶粒径
測定位置は板厚１／４ 面近傍の３０００倍の ＳＥＭ像を基に画像解析にてフェライト相の面積およびフェライト相の個数を導出し、求積法にて算出した、ｎ＝３単純平均の値である。
・フェライト相体積分率およびベイナイト相体積分率：板厚１／４ 面近傍の５０００倍の ＳＥＭ像を基に画像解析にて２階調化して面積率を求め、ｎ＝５ で単純平均した値である。この面積率をもって体積分率とした。
・ベイナイト相とフェライト相の平均硬さ：測定位置は板厚１／４ 面近傍で、マイクロビッカース硬度計を用い、荷重：３ｇの試験値のｎ＝２０単純平均である。
・フェライト相およびベイナイト相の硬さのばらつき２σ：測定位置は板厚１／４面近傍、マイクロビッカース硬度計を用い、荷重：３ｇの試験をｎ＝２０で実施し、算出した値である。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】
【００６４】
【表３】
【００６５】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、引張強さ（ＴＳ）≧ ９８０ ＭＰａ、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ １７０００ ＭＰａ・％、強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）≧ ６５０００ ＭＰａ・％という目標値を満足し、機械的性質に優れるだけでなく、ＢＨＴ ≧７０ ＭＰａ、 ＢＨＹ≧１２０ ＭＰａ という優れた焼付け硬化性も併せて得ることができた。
【００６６】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、高強度と良好な加工性を兼備し、優れたプレス成形性を有するだけでなく、焼付け硬化性にも優れた冷延鋼板を、安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす焼鈍時における昇温速度（１）の影響を示した図である。
【図２】焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす焼鈍温度の影響を示した図である。
【図３】焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす冷却速度の影響を示した図である。
【図４】焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす冷却停止温度の影響を示した図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主にプレス成形される自動車部品などに用いて好適な引張強さＴＳが ９８０ ＭＰａ以上という超高強度で、焼付け硬化性に優れ、さらには延性および伸びフランジ性にも優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
種々の強化方法により、材料強度は、目標とする強度を達成することは可能であるが、高強度化に伴い加工性は低下するのが実情であった。特に従来の高強度鋼板では、組織的不均一や硬質相と軟質相の局所的な混在などのために、伸びフランジ性を評価する穴拡げ試験時に亀裂の起点となる箇所が多数存在することになり、これが伸びフランジ性の低下を招くと言われている。しかも、このような加工性は、高強度鋼板になればなるほど大きく低下するのが一般的であった。
このため、従来の鋼板製造技術では、高強度化と焼付け硬化性、延性、曲げ性および伸びフランジ性などの加工性との両立は極めて難しかった。
【０００３】
上記の各種特性のうち、焼付け硬化性に優れる鋼板の技術としては、例えば特許文献１および特許文献２が知られている。
しかしながら、これらのいずれも、ＴＳレベル自体が低いだけでなく、本発明とは対象分野が異なる熱延鋼板についての開示しかない。
この点、特許文献３には、冷延鋼板について開示されてはいるが、この冷延鋼板は上記した熱延鋼板と同様、ＴＳレベルが低い。
また、これらの技術はいずれも、高いＮ含有量が技術思想のポイントであり、低いＮ量においても優れた焼付け硬化性が達成可能であることについて示唆するところはない。さらには、本発明の重要な特徴である、延性と伸びフランジ性との両立についての開示もない。
【０００４】
次に、伸びフランジ性の指標の一つである穴拡げ率（λ）に優れる高強度冷延鋼板としては、例えば特許文献４および特許文献５が知られている。
しかしながら、上記の特許文献４には、引張強さＴＳが ６９０ ＭＰａ以下の低レベルの鋼板の高λ化についてしか開示がなく、延び（Ｅｌ）と両立させるという知見は一切ない。加えて、フェライトを固溶強化する反面、延性を低下させるＰを多量に含有しているため、、ＴＳ×Ｅ１レベルは低い。さらに、肝心のＴＳ×λバランスも十分なレベルとは言い難い。
また、特許文献５にも、高λ化については開示されているが、この特許文献５は、Ｍｎ含有量が少ないため、ＴＳレベルが ６９０ ＭＰａ止まりであり、本発明に比べると２グレード以上低いレベルでしかない。従って、ＴＳ×Ｅ１レベルが低いのは勿論のこと、Ｅｌ−λバランスとの両立について示唆するところはない。
さらに、これらの技術はいずれも、結晶粒径の微細化効果について何ら考慮が払われてなく、また各々の体積分率の影響についても不明である。
【０００５】
また、特許文献６には、微細なベイナイト組織を有するＴＳ：９８０ ＭＰａ 級の冷延鋼板が開示されている。
しかしながら、この特許文献６では、降伏比、ＴＳおよび弾性限について言及されているだけで、しかも本発明とは技術対象が異なるロール成形すなわち軽加工用途の薄鋼板についてしか開示がない。従って、特許文献６には、複雑なプレス部品形状を得るために極めて重要なＥｌやλに関する記述は一切なく、プレス加工性についてなんら示唆するところもない。なお、ＴＳが ９８０ ＭＰａ級レベルの実施例成分は低炭素鋼であり、またその製造方法は急冷のみ、等温保持処理なしであるため、鋼組織は連続冷却中に生成するベイナイト相であるが、このベイナイト相は一般に高転位密度であるため延性が悪いことが予想される。さらに、特許文献６では、結晶粒の均一微細化効果は、ＹＳと弾性限との開きが小さくなると言及されているに止まっている。
【０００６】
【特許文献１】
特開２０００−２９７３５０号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開２００２−４７５３６ 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開２００２−５３９３５ 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開平９−２６３８３８号公報（表４，表５）
【特許文献５】
特開平１０−６０５９３ 号公報（表３，表６，表７）
【特許文献６】
特開２０００−２７３５７６号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したとおり、強度と加工性は相反する傾向を示すのが一般的であり、現状では、良好な加工性と引張強さ：９８０ ＭＰａ 以上を兼備した超高強度冷延鋼板は知られていない。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決するもので、超高強度で、焼付け硬化性に優れ、さらには延性および伸びフランジ性にも優れる超高強度冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
ここに、本発明における板厚：０．８ 〜２．５ ｍｍ程度の冷延鋼板についての強度および加工性の目標値は次のとおりである。
・引張強さ（ＴＳ）≧ ９８０ ＭＰａ
・焼付け硬化量
ＢＨＴ（引張り強さＴＳの上昇量）≧ ７０ ＭＰａ
ＢＨＹ（降伏強さＹＳの上昇量）≧ １２０ ＭＰａ
・強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ １７０００ ＭＰａ・％
・強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）≧ ６５０００ ＭＰａ・％
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋼成分、製造条件および金属組織などの面から鋭意実験を行い、かつ検討を重ねた。
その結果、成分組成を適正範囲に制御した上で、製造工程における加熱条件および冷却条件を適切に制御することによって、結晶粒径が制御された一定量のフェライト相と一定量のベイナイト相から構成される組織とし、かつフェライト相とベイナイト相の硬さおよびその分布を制御することによって初めて、優れた延性を有すると同時に局所的な変形能の差を解消してマクロ的に均一変形をさせることが可能となり、かくして非常に高い強度レベルの下で、従来にない優れた焼付け硬化性が得られ、また高い伸びおよび穴拡げ率、従って高い強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られ、ひいては優れたプレス成形性が得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で
Ｃ：０．１２〜０．１８％、
Ｓｉ：０．２ 〜０．８ ％、
Ｍｎ：２．２ 〜３．０ ％、
Ｐ：０．０１８ ％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下および
Ｔｉ：０．００１ 〜０．０３０ ％
を、下記式（１） を満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、フェライト相の体積分率が１０〜５０ ｖｏｌ％、フェライト相の平均結晶粒径が ４．０μｍ 以下、ベイナイト相の体積分率が５０〜８０ ｖｏｌ％の鋼組織を有し、さらにベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比（Ｈｖ（Ｂ）／Ｈｖ（Ｆ））が ４．０以下で、かつフェライト相およびベイナイト相それぞれのビッカース硬さの平均値からのばらつき２σが１５〜１００ であることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
記
−１００［Ｃ］ ＋ １５ ≦ ［Ｍｎ］ ≦−１００［Ｃ］ ＋ ２０ −−− （１）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ，Ｍｎの含有量（質量％）
【００１０】
２．上記１において、鋼板が、さらに質量％で
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％および
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１１】
３．上記１または２において、鋼板が、さらに質量％で
Ｎｂ：０．００１ 〜０．０５０ ％
を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１２】
４．上記１〜３のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｖ：０．００１ 〜０．３００ ％および
Ｚｒ：０．００１ 〜０．３００ ％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１３】
５．上記１〜４のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１４】
６．上記１〜５のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１５】
７．上記１〜６のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブを、鋳造後、直ちにまたは一旦冷却後、１１００〜１３００℃に加熱したのち、仕上げ圧延終了温度：８５０ 〜９５０ ℃にて熱間圧延し、圧延終了後、 ４５０〜６５０ ℃で巻き取ったのち、冷間圧延し、ついで連続焼鈍を施すに際し、（焼鈍温度−１０℃）までの昇温速度：７０〜３００ ℃／分、（焼鈍温度−１０℃）から焼鈍温度までの昇温速度：５〜２０℃／分の昇温速度条件下で、下記式（２） を満足する焼鈍温度に加熱し、焼鈍温度に到達後、等温保持することなく直ちに冷却を開始し、その冷却過程において、冷却速度：１０〜１００ ℃／秒で焼鈍温度から（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域まで冷却し、冷却終了後、鋼板温度を上昇させることなく（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域に６０〜２４０ 秒間保温することを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板の製造方法。
記
Ｔ１ ± ５０ ℃（但し、Ｔ１ ＝ ９５０− １５０ ［Ｃ］１／２＋５０［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］） −−−（２）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｓｉ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ， Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明で目的とする優れた焼付け硬化性、伸びおよび伸びフランジ性（穴拡げ率を評価指標とするので、穴拡げ性ともいう）を得るためには、焼鈍中の２相分離の適度な抑制およびオーステナイト中へのＣ濃化の抑制を図ると共に、局所的に高転位密度であるのではなく、鋼板全体が高転位密度であること、ひずみ付与時のひずみの導入が不均一ではなく均一であること、固溶元素が均一に存在していることが重要である。また、フェライト相とベイナイト相の硬度差については、最高、最低硬さに差があっても２極化していなければ構わず、鋼板中で平準化していれば良い。
そして、成分範囲および製造条件は基本的に上記の考え方に基づいて決定される。
【００１７】
以下、本発明において、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．１２〜０．１８％
Ｃは、低温変態相を利用して鋼を強化するための必須元素であって、９８０ ＭＰａ以上の引張強さを得るには少なくとも０．１２％の含有が必要であるが、０．１８％を超えて含有すると溶接性が著しく劣化する。また、Ｃ含有量が多くなると焼鈍中の２相分離が著しく促進され、オーステナイト中にＣが著しく濃化して鋼板中のＣ濃度ムラが大きくなり、焼付け硬化性にも悪影響を及ぼし、さらにはオーステナイト中のＣ濃度が高くなりすぎる結果、マルテンサイト変態点（Ｍｓ ）が低下し、加熱、冷却、保温工程後も硬質な残留オーステナイト相が存在して伸びフランジ性が低下するので、Ｃ量は０．１２〜０．１８％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｓｉ：０．２ 〜０．８ ％
Ｓｉは、強度向上に寄与する有用元素であるが、その効果は含有量が０．２ ％未満では発揮されない。一方、０．８ ％を超えて含有させると、フェライト変態が促進され、低温変態相による強化が不十分となる。またＳｉは、オーステナイト中へのＣ濃化を促進する効果が大きい元素であり、２相分離が促進されて鋼板中にＣ濃度ムラが生成されるだけでなく、ベイナイト相そのものが硬化すると共に、最終的に得られる鋼板中に硬質な残留オーステナイト相が存在し易くなることにより、焼付け硬化性および伸びフランジ性を低下させる。そこで、本発明ではＳｉ量は ０．２〜０．８ ％の範囲に限定した。このように、本発明は、低Ｓｉ含有量で高加工性を発揮させるものである。
【００１９】
Ｍｎ：２．２ 〜３．０ ％
Ｍｎは、フェライト変態を抑制し、転位密度の高いベイナイト組織を得るために重要な役割を担っている元素である。また、Ａｒ３変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、強度−延性バランスを高める作用を有する。引張強さ確保の観点から安定して低温変態相であるベイナイト相を得るには２．２ ％以上のＭｎ量が必要であるが、３．０ ％を超えて含有すると軟質なフェライト相の生成が過度に抑制され、またベイナイト相自身も硬質化するため、ＴＳ−Ｅ１バランスが著しく低下する。よって、Ｍｎ量は ２．２〜３．０ ％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｐ：０．０１８ ％以下
Ｐは、固溶強化能が高く、強度向上に有用な元素であるが、フェライト安定化元素であるＰを過多に含有させると、焼鈍中の２相分離が促進され焼付け硬化性が低下するだけでなく、組織の不均一化をもたらし、鋳造時の凝固偏析が顕著になり、内部割れや加工性の劣化を招くことになるので、Ｐ量は ０．０１８％以下に制限した。
【００２１】
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、鋼中で非金属介在物として存在し、伸びフランジ成形時の応力集中源となるため、その含有量は低いことが望まれる。とはいえ、Ｓ量が０．００３０％以下の範囲では、高強度であっても、伸びフランジ性にさほどの悪影響を及ぼさないので、０．００３０％を許容上限とした。より好ましくは０．００１０％以下である。
【００２２】
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸および炭化物形成元素の歩留りを向上させるために有効な元素であり、０．０１％以上含有させることが好ましいが、０．０５％を超えて含有させても効果が飽和するのみならず、加工性や表面性状の劣化を招くので、Ａｌ量は０．０５％以下に限定した。
【００２３】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、ＡｌＮ、固溶Ｎとして鋼中に存在し、多量に含有されるとフェライトの延性を低下させるため、その含有量は０．００５０％以下に制限した。より好ましくは０．００３０％以下である。
【００２４】
Ｔｉ：０．００１ 〜０．０３０ ％
Ｔｉは、スラブ加熱段階でＴｉＣとして存在して、昇温加熱中のオーステナイト粒成長を抑制するだけでなく、それ以降の熱間圧延工程での動的再結晶を誘起し、組織の微細均一化をもたらし、伸び、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素であり、このためには少なくとも ０．００１％の含有を必要とする。また、このＴｉを後述するＮｂと併用して含有させると、フェライト相が生成する臨界冷却速度が遅くなり、焼入れ性が向上するという効果がもたらされる。一方、０．０３０ ％を超えるＴｉを含有させると、硬質な炭化物などを形成し、伸びフランジ性を低下させるため、Ｔｉ量は ０．００１〜０．０３０ ％の範囲に限定した。より好ましくは ０．００５〜０．０１５ ％の範囲である。
【００２５】
さらに、本発明では、Ｃ量とＭｎ量について次式（１） の範囲を満足させることが重要である。
−１００［Ｃ］ ＋ １５ ≦ ［Ｍｎ］ ≦−１００［Ｃ］ ＋ ２０ −−− （１）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ，Ｍｎの含有量（質量％）
というのは、ＣやＭｎは、強度に及ぼす影響が極めて大きいため、両者をバランス良く含有させることが必要だからである。ここに、Ｍｎ量が−１００［Ｃ］ ＋ １５ より少ないと十分な強度の確保が難しく、またフェライト生成により伸び（Ｅｌ）は大きくなるものの、穴拡げ率（λ）が低下する。一方、−１００［Ｃ］ ＋ ２０ を超えて含有すると、フェライト生成が抑制され、伸び（Ｅｌ）が低下し、強度レベルが高くなりすぎる。
【００２６】
以上、基本成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％およびＣｒ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上
Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒはいずれも、伸びを大きく低下させることなしに強度を向上させるのに有効な元素であるが、０．０１％未満ではその効果に乏しく、一方０．５０％を超えて多量に含有させてもさらなる効果はなく、むしろ経済的に不利となるので、これらは単独添加または複合添加いずれの場合も０．０１〜０．５０％の範囲で含有させるものとした。より好ましくは０．０１〜０．２５％の範囲である。
【００２７】
Ｎｂ：０．００１ 〜０．０５０ ％
Ｎｂは、ＮｂＣなどの析出物の存在形態や再結晶温度に影響を及ぼす元素である。特に本発明では、Ｎｂは、組織の微細均一化に有効に作用する他、フェライト−パーライトの生成を抑制し、低温変態相であるベイナイト主体の組織とすることにより、高強度にもかかわらず高い伸び、穴拡げ率をもたらすという効果を有している。このような効果は、Ｎｂを ０．００１％以上含有させることで発現するが、０．０５０ ％を超えて含有させると鋼中に硬質な析出物が多量に形成され、伸びフランジ性を低下させるので、Ｎｂ量は ０．００１〜０．０５０ ％の範囲に限定した。より好ましくは ０．００５〜０．０２０ ％の範囲である。
【００２８】
Ｖ：０．００１ 〜０．３００ ％および／またはＺｒ：０．００１ 〜０．３００ ％
ＶおよびＺｒはそれぞれ、炭化物の形成による結晶粒径の粗大化抑制効果を通じて鋼板の強度を上昇させるのに有効な元素である。よって、Ｖ，Ｚｒはそれぞれ、０．００１ 〜０．３００ ％の範囲で含有させるものとした。なお、これらは単独でも複合して含有させても同様の挙動を示す。
【００２９】
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｂも、強度上昇に有効な元素である。Ｂを含有させることにより、フェライトが生成する臨界冷却速度が遅くなるので、冷延後の焼鈍工程における連続冷却中に軟質なフェライト相の生成を抑制して低温変態相を形成させることが容易となる。このような効果を得るためには、０．０００１％以上含有させることが必要であるが、０．００５０％を超えて含有させてもさらなる効果は得られないので、Ｂ量は０．０００１〜０．００５０％の範囲に限定した。
【００３０】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％および／または ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％
ＣａおよびＲＥＭ はいずれも、硫化物などの析出物、例えばＭｎＳなどを球状化して鋭角的な析出物を減少させ、応力集中を減少させることによって伸びフランジ性の低下を抑制する効果を有している。しかしながら、含有量がそれぞれ０．０００１％未満では効果が小さく、一方０．００５０％を超えて含有させても、その効果は飽和し、むしろコストの上昇を招く。そこで、Ｃａ， ＲＥＭ はそれぞれ０．０００１〜０．００５０％の範囲で含有させるものとした。
【００３１】
次に、鋼組織を前記の範囲に限定した理由について説明する。
フェライト相の体積分率：１０〜５０ ｖｏｌ％
フェライト相の体積分率が１０ ｖｏｌ％より少ないと、軟質相の絶対量が少なすぎて延性の低下を招き、一方５０ ｖｏｌ％を超えて存在すると、軟質相が多くなりすぎて引張強さＴＳの確保が困難となる。さらに、鋼板中の硬度分布が２極化し、焼付け硬化性および伸びフランジ性が低下する。従って、フェライト相は体積分率で１０〜５０ ｖｏｌ％存在させるものとした。より好ましくは１５〜３５ ｖｏｌ％の範囲である。
【００３２】
フェライト相の平均結晶粒径：４．０ μｍ 以下
フェライト相の平均結晶粒径を ４．０μｍ 以下に細かくすることにより、硬質な低温変態相であるベイナイト相の体積分率が少なくても高強度化が可能となり、またそれによって軟質相を多く含むようになる結果、延性が向上する。さらに、結晶粒の微細化により鋼板組織の均一化が進むため、伸びフランジ性の改善も達成される。従って、フェライト相の平均結晶粒径は ４．０μｍ 以下とした。
【００３３】
ベイナイト相の体積分率：５０〜８０ ｖｏｌ％
ベイナイト相の体積分率が８０ ｖｏｌ％を超えると高強度化し、またベイナイト相単相組織に近付き均一な組織となるため伸びフランジ性は向上する傾向にあるが、逆に延性は低下する。一方、５０ ｖｏｌ％より少ないと引張強さＴＳの確保が困難となる。またこの場合、ＴＳを確保するには、ベイナイト相自身を強化する必要があり、必然的に硬度分布が２極化するため、伸びフランジ性は低下する。従って、ベイナイト相は体積分率で５０〜８０ ｖｏｌ％の範囲に限定した。より好ましくは６０〜７５ ｖｏｌ％の範囲である。
さらに、これらフェライト相とベイナイト相の特性を有利に発揮させるためには、両者の合計を組織全体に対する体積分率で９０ ｖｏｌ％以上とすることが好ましい。
【００３４】
また、ここでいうベイナイト相とは、オーステナイトから所定の温度に冷却し、その後の保温工程において生成するフェライトと針状に析出した Ｆｅ３Ｃから構成される低温変態相であり、例えばオーステナイトから水冷のような急速冷却を受け、その後の再加熱工程において生成する同じくフェライトと Ｆｅ３Ｃから構成されてはいるが、棒状または楕円状の Ｆｅ３Ｃとフェライトとから構成される焼き戻しマルテンサイト相や高温保持で生成するいわゆる上部ベイナイト、さらには Ｆｅ３Ｃの析出を含まないベイニティックフェライトとは明瞭に区別される。
【００３５】
そして、かかるベイナイトは、変態生成するときの温度によってその強度が決定されるため、高い穴拡げ率（λ）を得るためには、連続冷却中に生成するベイナイトではなく、組織的に均一なベイナイトが得られる等温変態で生成させたベイナイトが有利である。従って、組織的に均一なベイナイトを得るためには、等温変態温度の制御が極めて重要である。
【００３６】
なお、上記したフェライト相およびベイナイト相以外にも、結晶粒界に沿って析出するセメンタイト、等温保持中にオーステナイトからベイナイトに変態する際に １００％変態せずに若干生成するマルテンサイトおよび残留オーステナイトなどが存在するが、フェライト相およびベイナイト相さえ、上記の範囲を満足していれば問題はなく、それぞれ数％程度存在しても構わない。
【００３７】
ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比（Ｈｖ（Ｂ）／Ｈｖ（Ｆ））≦ ４．０
ベイナイト硬さの平均値であるＨｖ（Ｂ）とフェライト硬さの平均値であるＨｖ（Ｆ）の比が ４．０より大きいと、鋼板に硬度分布があっても、軟質相中に極度に硬質な部分が局所的に存在することになり、ひずみ導入時に変形能が異なり不均一な変形となるため、成形性が低下する。すなわち、ひずみの導入によりフェライトは変形するが、硬質なベイナイトの変形量は少ないため、両相の界面でボイドが容易に発生し、界面において亀裂の進展が容易に起こるため、穴拡げ率は低下する。従って、（Ｈｖ（Ｂ）／Ｈｖ（Ｆ））と ４．０以下とした。
【００３８】
フェライト相および第２相それぞれのビッカース硬度の平均値からのばらつき２σ＝１５〜１００
ここで、２σとは、ｎ＝２０の硬さの度数分布における標準偏差（σ）の２倍を意味する。
この２σが１５未満であると、フェライトとベイナイトの硬度分布が２極化、すなわちフェライト相とベイナイト相の界面の強度差が大きくなり、加熱時に旧オーステナイト組織であったところに固溶Ｃ、Ｎが偏在することとなり、低いＢＨＹ， ＢＨＴ特性しか得られない。一方、２σが １００を超えた場合には、ＢＨＹ， ＢＨＴ特性が飽和するだけでなく、極度に硬いベイナイト相が存在することになり、加工性全般が悪化する。従って、フェライト相とベイナイト相の硬度比が同じであっても、所望のＢＨＹ， ＢＨＴ特性を得るためには、フェライト相およびベイナイト相ともビッカース硬度の平均値からのばらつき２σは１５〜１００ とする必要がある。
【００３９】
次に、本発明の製造方法において製造条件を前記の範囲に限定した理由について説明する。
なお、本発明では、前記した好適成分組成に調整した鋼スラブを、鋳造後、直ちにまたは一旦冷却後、後述するスラブ加熱温度に再加熱したのち、熱間圧延し、巻き取った後、冷間圧延し、ついで連続焼鈍を施す。
【００４０】
再加熱時におけるスラブ加熱温度（ＳＲＴ）：１１００〜１３００℃
結晶粒の均一微細化のためには、スラブ加熱温度は１３００℃以下のできるかぎり低温とすることが好ましい。というのは、スラブ加熱温度が低ければ低いほど加熱時の初期オーステナイト粒径が小さくなるため、最終的な製品粒径の微細化により、高い伸びフランジ性を得るのに有効であり、また細粒化効果により強度上昇を伴うため硬質なベイナイト相分率の低減が可能となり、延性も向上するからである。とはいえ、スラブ加熱温度が１１００℃を下回ると、仕上げ圧延温度の確保が困難となるので、スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃の範囲とした。好ましくは１２００℃以下である。
【００４１】
仕上げ圧延終了温度：８５０ 〜９５０ ℃
熱間圧延時の仕上げ圧延終了温度が ８５０℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、熱間圧延性が低下する。また組織の不均一化が起こり、フェライトとベイナイト相が層状すなわちバンド状の組織となり、冷延焼鈍後も不均一な組織が残存して、焼付け硬化性、伸びフランジ性および延性が共に低下する。一方 ９５０℃より高温ではオーステナイトが粗大化し、均一微細な組織が得られなくなり、伸びフランジ性が低下する。よって、仕上げ圧延終了温度は ８５０〜９５０ ℃の範囲とした。
【００４２】
巻取り温度：４５０ 〜６５０ ℃
巻取り温度が ４５０℃を下回ると、硬質なマルテンサイト相が生成して冷間圧延時の圧延負荷が増大し、また幅方向での鋼板強度がバラツキ、熱延後の冷間圧延性が低下する。一方、６５０ ℃を上回るとＴｉＣが粗大化し、均一な組織が得られなくなり、冷延焼鈍後の延性が不十分となる。また、フェライトとパーライト主体の層状組織となり、鋼板中にＣ濃度分布の高低が生じ、冷延、焼鈍後の組織も不均一となり、焼付け硬化性、伸びフランジ性および延性ともに悪影響を与える。よって、巻取り温度は ４５０〜６５０ ℃の範囲とする。
なお、巻取り後に行う冷間圧延は、通常どおりの条件で行えばよく、特にこの冷間圧延における圧下率は３０〜７０％程度とすることが好ましい。
【００４３】
（焼鈍温度−１０℃）までの昇温速度（昇温速度（１） ）：７０〜３００ ℃／分
加熱時における昇温速度が７０℃／分を下回ると、昇温加熱中にフェライトとオーステナイトヘの２相分離が促進され、Ｃはオーステナイト中に濃化してＣの分配が起こり、鋼板中にムラが生じ、焼付け硬化性および穴拡げ率の低下を招く。一方、昇温速度が ３００℃／分を超えて速くなると、その効果は飽和する傾向にある。従って、加熱時における（焼鈍温度−１０℃）までの昇温速度は７０〜３００ ℃／分とする。
【００４４】
なお、加熱時における昇温速度は、上記したように一定の範囲で急速加熱とすることが重要である一方、ＴＳレベルを調整するためには加熱時の２相分率が重要であり、このため焼鈍温度近傍、特に（焼鈍温度−１０℃）以上では、２相分率を制御するための調整が必要となる。そこで、上記した一定の範囲での急速加熱は（焼鈍温度−１０℃）までとし、引き続く（焼鈍温度−１０℃）から焼鈍温度までの昇温速度は、後述するように、別途制御するものとした。
【００４５】
図１に、焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす焼鈍時における昇温速度（１） の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：０．１４０ ％，Ｓｉ：０．４５％，Ｍｎ：２．４５％，Ｐ：０．０１５ ％，Ｓ：０．０００７％， Ａｌ：０．０４０ ％， Ｎ：０．００２８％およびＴｉ：０．０１５ ％（Ｔ１ ＝８４３ ℃、Ｍｓ＝４１４ ℃）を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：１１８５℃、仕上げ圧延温度：８８３ ℃、巻取り温度：６１０ ℃、冷延圧下率：５０％、加熱時における昇温速度（１） ： ４０〜３４０ ℃／分、昇温速度（２） ： ７℃／分、焼鈍温度：８６０ ℃、冷却速度：３０℃／秒、冷却停止温度：３５５ ℃、保温温度：３５０ ℃、保温時間：１３０ 秒の条件で処理した。
【００４６】
同図から明らかなように、加熱時における昇温速度（１） を７０〜３００ ℃／分の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）が得られ、また延性および穴拡げ率も良好であり、その結果優れた強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）が得られた。
【００４７】
（焼鈍温度−１０℃）から焼鈍温度までの昇温速度（昇温速度（２） ）：５〜２０℃／分
上述したとおり、加熱に際し昇温速度は一定の範囲で急速に上げることが重要ではあるが、ＴＳレベルを調整するためには加熱時の２相分率が重要であり、従って加熱時には目標とする温度に正確に制御する必要がある。ここに、焼鈍温度に到達する直前の昇温速度が２０℃／分を超えると、目標温度に制御することが困難となり、一方５℃／分より遅いとＣ濃化が促進され、焼付け硬化性および伸びフランジ性が劣化する。従って、（焼鈍温度−１０℃）から焼鈍温度までの昇温速度は５〜２０℃／分とする。
【００４８】
焼鈍温度：Ｔ１ ±５０℃（但し、Ｔ１ ＝ ９５０− １５０ ［Ｃ］１／２＋５０［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］）
ここで、Ｔ１ は、Ａ３ 変態点の目安となる温度である。
さて、焼鈍温度がＴ１ −５０℃より低いと、冷間圧延時の組織の影響を完全に除却することが困難なため、２相バンド状組織すなわち不均一な組織となって、穴拡げ率（λ）が低下する。一方、焼鈍温度がＴ１ ＋５０℃より高くなると、昇温工程においてオーステナイト粒径が急激に粗大化し、炭化物も粗大化および局在化し、微細均一な組織が得られなくなって、やはりλが低下する。また、フェライト変態が遅延し、延性も低下する。
従って、焼付け硬化性、延性と穴拡げ率をバランスさせるためには、焼鈍温度はＴ１ ±５０℃の範囲に制御する必要がある。
【００４９】
図２に、焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす焼鈍温度の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：０．１５０ ％， Ｓｉ：０．５０％， Ｍｎ：２．８１％， Ｐ：０．０１７ ％， Ｓ：０．０００７％， Ａｌ：０．０３５ ％， Ｎ：０．００２５％およびＴｉ：０．０１５ ％（Ｔ１ ＝８３３ ℃、Ｍｓ＝３９７ ℃）を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：１１７０℃、仕上げ圧延温度：９０５ ℃、熱延終了後の巻取り温度：５２０ ℃、冷延圧下率：５０％、加熱時における昇温速度（１） ： １５０ ℃／分、昇温速度（２） ： ７℃／分、焼鈍温度：（Ｔ１ −６８℃）〜（Ｔ１ ＋６５℃）、冷却速度：２５℃／秒、冷却停止温度：３７０ ℃、保温温度：３７０ ℃、保温時間：１８０ 秒の条件で処理した。
【００５０】
同図から明らかなように、焼鈍温度をＴ１ ±５０℃の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性だけでなく、優れた強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られた。
【００５１】
冷却処理：焼鈍温度に到達後、等温保持することなく直ちに冷却を開始し、この冷却過程における冷却速度：１０〜１００ ℃／秒
焼鈍温度に等温保持すると２相組織化が促進され、それに伴いオーステナイト中へのＣ濃化が進行して焼付け硬化性が低下する。また、冷却速度が１０℃／秒より遅いと連続冷却中に過度にフェライトが生成してＴＳが低下し、またオーステナイト中へのＣ濃度が進行するため、焼付け硬化性が低下する。一方、１００ ℃／秒を超える冷却速度で冷却してもその効果は飽和するため、冷却速度は１０〜１００℃／秒とする。好ましくは１０〜５０℃／秒程度である。
なお、加熱から冷却停止温度までの冷却速度は（冷却開始温度−冷却停止時の温度）／冷却時間（℃／秒）で定義される。
【００５２】
図３に、焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす冷却速度（冷却速度（１） ）の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：０．１５５ ％，Ｓｉ：０．４５％， Ｍｎ：２．６１％， Ｐ：０．０１２ ％， Ｓ：０．０００８％， Ａｌ：０．０３７ ％， Ｎ：０．００２９％およびＴｉ：０．０１２ ％（Ｔ１ ＝８３５ ℃、Ｍｓ＝４０１ ℃）を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：１１８０℃、仕上げ圧延温度：９００ ℃、巻取り温度：５５０ ℃、冷延圧下率：５０％、加熱時における昇温速度（１） ：１８０ ℃／分、昇温速度（２） ：１２℃／分、焼鈍温度：８４０ ℃、冷却速度：５〜１３０ ℃／秒、冷却停止温度：３５０ ℃、保温温度：３５０ ℃、保温時間：１５０ 秒の条件で処理した。
【００５３】
同図から明らかなように、冷却速度（１） を１０〜１００ ℃／秒の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性は勿論のこと、優れた強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られている。
【００５４】
冷却停止温度：（Ｍｓ点（鋼成分における平衡時のマルテンサイト変態点）−１００℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）
（Ｍｓ点−１００ ℃）より低い温度で冷却を停止すると、ベイナイト相自体が硬質化するだけでなく、オーステナイトの一部が硬質なマルテンサイトに変態し、引張り強さは高くなるものの、延びが低下する。また、フェライトとベイナイト相の硬度分布が２極化し、穴拡げ率が低下する。さらに、予ひずみ過程においても不均一にひずみが導入されるため、焼付け硬化性も劣化する。一方、（Ｍｓ点＋５０℃）を超える温度で冷却を停止すると、パーライトが生成したり、高温で生成したベイナイトが軟質化し、ＴＳ≧９８０ ＭＰａ を達成するのが困難となる。従って、冷却停止温度は（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度範囲とする必要がある。
なお、マルテンサイト変態点温度であるＭｓ点は、例えば次式
Ｍｓ点＝ ５６１−４７４［Ｃ］ −３３［Ｍｎ］
によって算出することができる。
【００５５】
図４に、焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす冷却停止温度の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：０．１７１ ％，Ｓｉ：０．３５％， Ｍｎ：２．７８％，Ｐ：０．０１５ ％， Ｓ：０．０００７％， Ａｌ：０．０４５ ％， Ｎ：０．００２５％およびＴｉ：０．０１１ ％（Ｔ１ ＝８２２ ℃、Ｍｓ＝３８８ ℃）を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：１１８０℃、仕上げ圧延温度：９００ ℃、巻取り温度：４５０ ℃、冷延圧下率：５０％、加熱時における昇温速度（１） ：２００ ℃／分、昇温速度（２） ：１０℃／分、焼鈍温度：８４５ ℃、冷却速度：１８℃／秒、冷却停止温度：（Ｍｓ−１５０ ℃）〜（Ｍｓ＋７０℃）、保温温度＝冷却停止温度、保温時間：２２０ 秒の条件で処理した。
【００５６】
同図から明らかなように、冷却停止温度を（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性は勿論のこと、優れた強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られている。
【００５７】
保温温度：（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）
冷却終了後、鋼板温度を上昇させることなく（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の範囲に保持して、オーステナイトからベイナイトヘの変態を十分に行うことが重要である。ここに、保温温度が（Ｍｓ点−１００ ℃）を下回ると、保温中にベイナイト変態が十分に進行せず、マルテンサイトが多量に生成し、またベイナイト相自体が硬質化することにより、第２相が硬質化して、高ＴＳ化し、延性が低下する。加えて、フェライトと硬質なベイナイトまたはマルテンサイトとの界面でのクラックの発生、進展が容易になり、穴拡げ率が低下する。また、フェライト相とベイナイト相の硬度分布が２極化し、固溶Ｃ，Ｎが偏在し、低いＢＨＹ， ＢＨＴ特性しか得られない。
また、（Ｍｓ点−１００ ℃）以上で、冷却終了時点での鋼板温度以下であれば十分フェライトとの硬度差の小さい低温変態相であるベイナイトが生成するため、十分な穴拡げ率を達成可能である。さらに、マルテンサイトより硬質ではないベイナイトとフェライトの混合組織となり、延性との両立が可能となる。従って、保温温度は（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の範囲とする。
なお、本プロセスでは、急速冷却や冷却終了後の鋼板再加熱などの工程は不要であり、従って、高生産性かつ低い燃料原単位で、トータルエネルギーコストの低いレベルでの工業生産が可能となる。
【００５８】
保温時間：６０〜２４０ 秒
保温温度と同様に、オーステナイトからベイナイトヘの変態を十分に行うために重要であり、６０秒に満たないとベイナイト変態が十分に進行せず、その後の冷却過程において硬質なマルテンサイトが生成してフェライトとの硬度差が増大し、フェライトとマルテンサイトの界面でのクラックの発生、進展が容易になり、穴拡げ率が低下する。一方 ２４０秒を超えて保温してもその効果は飽和するので、保温時間は６０〜２４０ 秒とした。
保温処理終了後は、放冷または冷却速度：１０〜６０℃／分程度の冷却で ２００℃程度まで冷却することが好ましく、またその後の冷却については、水冷、ミスト冷却、放冷など冷却方法および冷却速度に関する制限はない。
【００５９】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、表２に示す条件で処理して、板厚：１．０ 〜１．８ ｍｍの冷延鋼板を製造した。
かくして得られた冷延鋼板の鋼組織および各種機械的性質について調べた結果を表３に示す。
【００６０】
なお、各特性の評価方法および組織の測定方法は次のとおりである。
・引張特性：圧延方向と直交する方向を長手方向（引張り方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張り試験を行って評価した。
・焼付け硬化性：引張りにて２％のひずみを付与した時の最高到達応力と、予ひずみに引き続き １７０℃， ２０分の熱処理後の降伏点との差を降伏点の上昇量（ＢＨＹ）とし、また通常の引張試験時の最高到達応力と、引張りにて５％予ひずみを付与し、引き続き １７０℃， ２０分の熱処理後の再引張りにおける最高到達応力との差をＴＳの上昇量（ＢＨＴ） とし、これらＢＨＹ， ＢＨＴの両者を焼付け硬化性の指標とした。
・穴拡げ率λ：日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴｌ００１に基づき実施した。すなわち、初期直径ｄｏ ＝１０ｍｍの穴を打ち抜いたのち、６０°の円錘ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚を貫通したところでポンチの上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、穴拡げ率λ＝〔（ｄ−ｄｏ ）／ｄｏ ） × １００（％）として算出した。
・曲げ特性：圧延方向を長手方向とする４０ｍｍ幅×２００ ｍｍ長さのＪＩＳ Ｚ ２２０４に規定する試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠した押し曲げ法による密着曲げ試験を行って、評価した。
【００６１】
・フェライト相の結晶粒径
測定位置は板厚１／４ 面近傍の３０００倍の ＳＥＭ像を基に画像解析にてフェライト相の面積およびフェライト相の個数を導出し、求積法にて算出した、ｎ＝３単純平均の値である。
・フェライト相体積分率およびベイナイト相体積分率：板厚１／４ 面近傍の５０００倍の ＳＥＭ像を基に画像解析にて２階調化して面積率を求め、ｎ＝５ で単純平均した値である。この面積率をもって体積分率とした。
・ベイナイト相とフェライト相の平均硬さ：測定位置は板厚１／４ 面近傍で、マイクロビッカース硬度計を用い、荷重：３ｇの試験値のｎ＝２０単純平均である。
・フェライト相およびベイナイト相の硬さのばらつき２σ：測定位置は板厚１／４面近傍、マイクロビッカース硬度計を用い、荷重：３ｇの試験をｎ＝２０で実施し、算出した値である。
【００６２】
【表１】
【表２】
【表３】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、引張強さ（ＴＳ）≧ ９８０ ＭＰａ、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ １７０００ ＭＰａ・％、強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）≧ ６５０００ ＭＰａ・％という目標値を満足し、機械的性質に優れるだけでなく、ＢＨＴ ≧７０ ＭＰａ、 ＢＨＹ≧１２０ ＭＰａ という優れた焼付け硬化性も併せて得ることができた。
【００６６】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、高強度と良好な加工性を兼備し、優れたプレス成形性を有するだけでなく、焼付け硬化性にも優れた冷延鋼板を、安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす焼鈍時における昇温速度（１）の影響を示した図である。
【図２】焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす焼鈍温度の影響を示した図である。
【図３】焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす冷却速度の影響を示した図である。
【図４】焼付け硬化性（ＢＨＹ， ＢＨＴ）、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）に及ぼす冷却停止温度の影響を示した図である。
Claims (7)
- 質量％で
Ｃ：０．１２〜０．１８％、
Ｓｉ：０．２ 〜０．８ ％、
Ｍｎ：２．２ 〜３．０ ％、
Ｐ：０．０１８ ％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００５０％以下および
Ｔｉ：０．００１ 〜０．０３０ ％
を、下記式（１） を満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、フェライト相の体積分率が１０〜５０ ｖｏｌ％、フェライト相の平均結晶粒径が ４．０μｍ 以下、ベイナイト相の体積分率が５０〜８０ ｖｏｌ％の鋼組織を有し、さらにベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比（Ｈｖ（Ｂ）／Ｈｖ（Ｆ））が ４．０以下で、かつフェライト相およびベイナイト相それぞれのビッカース硬さの平均値からのばらつき２σが１５〜１００ であることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
記
−１００［Ｃ］ ＋ １５ ≦ ［Ｍｎ］ ≦−１００［Ｃ］ ＋ ２０ −−− （１）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ，Ｍｎの含有量（質量％） - 請求項１において、鋼板が、さらに質量％で
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％および
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。 - 請求項１または２において、鋼板が、さらに質量％で
Ｎｂ：０．００１ 〜０．０５０ ％
を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜３のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｖ：０．００１ 〜０．３００ ％および
Ｚｒ：０．００１ 〜０．３００ ％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜４のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜５のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブを、鋳造後、直ちにまたは一旦冷却後、１１００〜１３００℃に加熱したのち、仕上げ圧延終了温度：８５０ 〜９５０ ℃にて熱間圧延し、圧延終了後、 ４５０〜６５０ ℃で巻き取ったのち、冷間圧延し、ついで連続焼鈍を施すに際し、（焼鈍温度−１０℃）までの昇温速度：７０〜３００ ℃／分、（焼鈍温度−１０℃）から焼鈍温度までの昇温速度：５〜２０℃／分の昇温速度条件下で、下記式（２） を満足する焼鈍温度に加熱し、焼鈍温度に到達後、等温保持することなく直ちに冷却を開始し、その冷却過程において、冷却速度：１０〜１００ ℃／秒で焼鈍温度から（Ｍｓ点−１００ ℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域まで冷却し、冷却終了後、鋼板温度を上昇させることなく（Ｍｓ点−１００℃）〜（Ｍｓ点＋５０℃）の温度域に６０〜２４０ 秒間保温することを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板の製造方法。
記
Ｔ１ ± ５０ ℃（但し、Ｔ１ ＝ ９５０− １５０ ［Ｃ］１／２＋５０［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］） −−−（２）
ここで、 ［Ｃ］， ［Ｓｉ］， ［Ｍｎ］ はそれぞれＣ， Ｓｉ，Ｍｎの含有量（質量％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003056900A JP4325223B2 (ja) | 2003-03-04 | 2003-03-04 | 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003056900A JP4325223B2 (ja) | 2003-03-04 | 2003-03-04 | 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004263270A true JP2004263270A (ja) | 2004-09-24 |
| JP4325223B2 JP4325223B2 (ja) | 2009-09-02 |
Family
ID=33120457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003056900A Expired - Fee Related JP4325223B2 (ja) | 2003-03-04 | 2003-03-04 | 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4325223B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100430505C (zh) * | 2005-09-29 | 2008-11-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度在880Mpa以上的超高强度冷轧带钢及其制造方法 |
| JP2009249733A (ja) * | 2008-04-10 | 2009-10-29 | Nippon Steel Corp | 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法 |
| WO2012036269A1 (ja) | 2010-09-16 | 2012-03-22 | 新日本製鐵株式会社 | 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法 |
| WO2012144567A1 (ja) * | 2011-04-21 | 2012-10-26 | 新日本製鐵株式会社 | 均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| WO2013018722A1 (ja) | 2011-07-29 | 2013-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 |
| WO2013047821A1 (ja) | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| US9567658B2 (en) | 2011-05-25 | 2017-02-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet |
| CN109023149A (zh) * | 2018-06-26 | 2018-12-18 | 武汉钢铁有限公司 | 对产线冷却能力要求低的980MPa级冷轧双相钢及其制造方法 |
| CN114150215A (zh) * | 2021-10-19 | 2022-03-08 | 首钢集团有限公司 | 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法 |
| CN114555453A (zh) * | 2019-11-08 | 2022-05-27 | 自动工程有限公司 | 一种用于车辆框架的成形钣金部件和相应的生产方法 |
-
2003
- 2003-03-04 JP JP2003056900A patent/JP4325223B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100430505C (zh) * | 2005-09-29 | 2008-11-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度在880Mpa以上的超高强度冷轧带钢及其制造方法 |
| JP2009249733A (ja) * | 2008-04-10 | 2009-10-29 | Nippon Steel Corp | 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法 |
| US9139885B2 (en) | 2010-09-16 | 2015-09-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof |
| WO2012036269A1 (ja) | 2010-09-16 | 2012-03-22 | 新日本製鐵株式会社 | 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法 |
| EP3034644A1 (en) | 2010-09-16 | 2016-06-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof |
| US9458520B2 (en) | 2011-04-21 | 2016-10-04 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Manufacturing method of a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent uniform elongation and hole expandability |
| EP2700728A1 (en) * | 2011-04-21 | 2014-02-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet with highly even stretchabilty and excellent hole expansibility, and process for producing same |
| JPWO2012144567A1 (ja) * | 2011-04-21 | 2014-07-28 | 新日鐵住金株式会社 | 均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| TWI461546B (zh) * | 2011-04-21 | 2014-11-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | High strength cold rolled steel sheet excellent in uniform elongation and hole expandability and a method of manufacturing the same |
| EP2700728A4 (en) * | 2011-04-21 | 2014-12-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | COLD LAMINATED HIGH-STRENGTH STEEL SHEET WITH VERY UNIFORM STRETCH CHARACTERISTICS AND EXCELLENT HOLE EXPANSIBILITY, AND PRODUCTION METHOD THEREOF |
| US10066283B2 (en) | 2011-04-21 | 2018-09-04 | Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet having excellent uniform elongation and hole expandability |
| KR101570593B1 (ko) | 2011-04-21 | 2015-11-19 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 균일 연신율과 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
| CN103492599A (zh) * | 2011-04-21 | 2014-01-01 | 新日铁住金株式会社 | 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| WO2012144567A1 (ja) * | 2011-04-21 | 2012-10-26 | 新日本製鐵株式会社 | 均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| US9567658B2 (en) | 2011-05-25 | 2017-02-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet |
| US10266928B2 (en) | 2011-05-25 | 2019-04-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method for producing a cold-rolled steel sheet |
| WO2013018722A1 (ja) | 2011-07-29 | 2013-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 |
| US9162422B2 (en) | 2011-09-30 | 2015-10-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in bake hardenability, and manufacturing method thereof |
| WO2013047821A1 (ja) | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| CN109023149A (zh) * | 2018-06-26 | 2018-12-18 | 武汉钢铁有限公司 | 对产线冷却能力要求低的980MPa级冷轧双相钢及其制造方法 |
| CN114555453A (zh) * | 2019-11-08 | 2022-05-27 | 自动工程有限公司 | 一种用于车辆框架的成形钣金部件和相应的生产方法 |
| CN114150215A (zh) * | 2021-10-19 | 2022-03-08 | 首钢集团有限公司 | 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法 |
| CN114150215B (zh) * | 2021-10-19 | 2022-10-21 | 首钢集团有限公司 | 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4325223B2 (ja) | 2009-09-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US10077486B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR101411783B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP4947176B2 (ja) | 超高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| US20090277547A1 (en) | High-strength steel sheets and processes for production of the same | |
| JPWO2018151322A1 (ja) | 高強度鋼板 | |
| JP6610389B2 (ja) | 熱延鋼板及びその製造方法 | |
| KR20160114660A (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR101626233B1 (ko) | 고항복비 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법 | |
| JP2009242816A (ja) | 高強度鋼板とその製造方法 | |
| WO2013180180A1 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| CN111406124B (zh) | 高强度冷轧钢板及其制造方法 | |
| JP5862052B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法 | |
| KR20210096595A (ko) | 우수한 딥 드로잉성을 가진 고강도 강 스트립을 제조하는 방법과 그에 따라 제조된 고강도 강 | |
| JP2010013700A (ja) | 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| US20180179610A9 (en) | High-strength steel sheet and production method therefor | |
| JP4962440B2 (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP5811725B2 (ja) | 耐面歪性、焼付け硬化性および伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3901039B2 (ja) | 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4325223B2 (ja) | 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002241897A (ja) | 降伏強さと破断伸びの変動が小さく高成形性と低降伏比とを有する鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005256044A (ja) | 加工性および塗装後耐食性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5860345B2 (ja) | 機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2023547090A (ja) | 熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4114521B2 (ja) | 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5375001B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060209 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080221 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080226 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080428 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20080428 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090519 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090601 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120619 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120619 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130619 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140619 Year of fee payment: 5 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |