JP2013185196A - 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】高価な合金元素であるNbやＶ，Cu，Ni，Cr，Moを含有しない成分系において、金属組織を調整することにより、伸びおよび伸びフランジ性、さらには曲げ性を向上させた、引張強度TSが1180MPa以上の高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.12〜0.22％、Si：0.8〜1.8％、Mn：2.2〜3.2％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.0040％以下、Al：0.005〜0.08％、Ｎ：0.008％以下、Ti：0.001〜0.040％およびＢ：0.0001〜0.0020％を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成にすると共に、体積分率で、フェライト相：40〜60％、ベイナイト相：10〜30％、焼戻マルテンサイト相：20〜40％および残留オーステナイト相：５〜20％を含み、しかも焼戻マルテンサイト相のうち、総体積分率に占める長軸長≦５μmの焼戻マルテンサイト相の割合が80〜100％を満足する組織とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、複雑な形状にプレス成形されることが要求される自動車用骨格構造部品などに供して好適な成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特にNbやＶ，Cu，Ni，Cr，Moなどの高価な元素を積極的に添加することなしに、金属組織として、残留オーステナイト相を活用し、またマルテンサイト相を焼戻し軟化するすると共に、焼戻マルテンサイト相のサイズを制御して、均一かつ微細な組織とすることにより、伸び（El）および伸びフランジ性（通常、穴拡げ率（λ）で評価される）、さらには曲げ性の向上を図ると同時に、引張強度（TS）：1180MPa以上という高強度を併せて実現しようとするものである。
近年、自動車車体の軽量化による燃費向上や衝突安全性の向上を目的として引張強度（TS）が980MPa以上の鋼板の自動車骨格構造部材への適用が積極的に進められているが、最近ではさらに高強度の鋼板の適用が検討されている。
従来、TS：1180MPa以上の高強度鋼板は、バンパーリンフォースやドアインパクトビームなどの軽加工部品に適用されることが多かったが、最近では、より一層の衝突安全性の確保および車体軽量化による燃費向上を両立させるべく、プレス成形による多くの複雑形状の自動車骨格構造部品への適用が検討されており、成形性に優れる鋼板に対するニーズは高い。
しかしながら、鋼板は、一般に、高強度化に伴い成形性が低下する傾向にあることから、プレス成形時における割れの回避が高強度鋼板の適用を推進する上で大きな課題となっている。また、特にTS：1180MPa以上に高強度化する場合、強度確保の観点から、ＣやMn以外に、Nb，Ｖ，Cu，Ni，CrおよびMoなどの極めて高価な希少元素の積極的な添加が必要とされることが多い。
成形性に優れた高強度冷延鋼板に関する従来技術として、例えば特許文献１〜７に、鋼成分や組織の限定、熱延条件、焼鈍条件の最適化により、マルテンサイト相または残留オーステナイト相を組織の構成相とした高強度冷延鋼板を得る技術が開示されている。
特開2004-308002号公報 特開2005-179703号公報 特開2006-283130号公報 特開2004-359974号公報 特開2010-285657号公報 特開2010-59452号公報 特開2004-68050号公報
特許文献１は、高価な元素を必須としていないものの、具体的に開示される成分系は、Ｃ≧0.3％とＣ含有量の多い成分系であり、スポット溶接性に懸念がある。また、Ｃ量の多い成分系において高いElを得る知見が開示されているが、Ｃ＜0.3％と低いＣ量レベルにおいて、Elに加え、伸びフランジ性および曲げ性をバランスさせることに関する知見はない。
特許文献２は、オーステナイト安定化元素として高価なCuやNiを必須とする不利がある。また、残留オーステナイト相を活用してTS：780〜980MPaレベルで高いElを達成する知見は開示されているが、例えばTS：1180MPa以上と高強度の場合ではＣ量が多く、十分な伸びフランジ性は得られてなく、さらに曲げ性の向上に関する知見はない。
特許文献３は、焼戻マルテンサイト相の体積分率が多く、特にTS：1180MPa以上と高強度の場合、優れたTS×Elバランスを達成することが困難であり、また伸びフランジ性と曲げ性の向上に関する知見はない。
特許文献４は、高価なMoやＶを必須としている。
特許文献５は、残留オーステナイト量が少なく、特にTS：1180MPa以上の高強度を達成しようとする場合に、良好な伸びを確保できない懸念がある。
特許文献６は、TS：780MPa以上の強度レベルにおいて、良好な伸びと曲げ特性とを有する冷延鋼板を得ることを目的としているが、マルテンサイト相の体積分率が低く、具体的に開示されTSレベルは1100MPa未満と低く、また伸びも開示される最大が18％程度であるため、この技術でTS：1180MPa以上の高強度を達成しようとする場合に、良好なTS−Elバランスを確保できない懸念がある。
特許文献７も、TS：780MPa以上の強度レベルにおいて、良好な曲げ特性を得ようとする技術であるが、具体的に開示されTSレベルは1100MPa未満と低く、また伸びも開示される最大が18％程度であるため、この技術でTS：1180MPa以上の高強度を達成しようとする場合に、良好なTS−Elバランスを確保できない懸念がある。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、高価な合金元素であるNbやＶ，Cu，Ni，Cr，Moなどを含有しない成分系において、金属組織を調整することにより、伸びおよび伸びフランジ性、さらには曲げ性を向上させた、引張強度TSが1180MPa以上の高強度冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究した結果、溶接性、成形性の観点からＣや高価な希少金属を含有させなくても、金属組織中、特にオーステナイトから低温変態生成するベイナイト相の体積分率および焼戻マルテンサイト相の体積分率、さらには残留オーステナイト相の体積分率を厳密に制御することにより、伸びおよび伸びフランジ性、さらには曲げ性の向上と共に、引張強度（TS）：1180MPa以上の高強度化が達成でき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。
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：0.12〜0.22％、
Si：0.8〜1.8％、
Mn：2.2〜3.2％、
Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.0040％以下、
Al：0.005〜0.08％、
Ｎ：0.008％以下、
Ti：0.001〜0.040％および
Ｂ：0.0001〜0.0020％
を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、体積分率で、
フェライト相：40〜60％、
ベイナイト相：10〜30％、
焼戻マルテンサイト相：20〜40％および
残留オーステナイト相：５〜20％
を含み、しかも焼戻マルテンサイト相のうち、総体積分率に占める長軸長≦５μmの焼戻マルテンサイト相の割合が80〜100％を満足する組織を有することを特徴とする成形性に優れる高強度冷延鋼板。
２．前記１に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗後、350〜650℃の温度域で１回目の焼鈍を施し、ついで冷間圧延後、820〜900℃の温度域で２回目の焼鈍を施し、引き続き720〜800℃の温度域で３回目の焼鈍を施したのち、冷却速度：10〜80℃/秒で冷却停止温度：300〜500℃まで冷却し、この温度域に100〜1000秒保持したのち、再度、100〜300℃の温度域で４回目の焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、高価な合金元素を含有させることなしに、伸び、伸びフランジ性および曲げ性に優れ、しかも引張強度が1180MPa以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。そして、本発明により得られる高強度冷延鋼板は、特に厳しい形状にプレス成形される自動車用骨格構造部品として好適である。
以下、本発明を具体的に説明する。
さて、発明者らは、高強度冷延鋼板の成形性の向上に関し、鋭意検討を重ねた結果、Nb，Ｖ，Cu，Ni，Cr，Mo等の極めて高価な希少元素を含有しない成分系においても、フェライト相や、ベイナイト相、焼戻マルテンサイト相および残留オーステナイト相の体積分率を厳密に制御し、さらに焼戻マルテンサイト相を微細均一な組織とすることにより、所期した目的が有利に達成されることを見出し、本発明を完成させたのである。
以下、本発明の成分組成および組織の限定理由について具体的に説明する。
まず、本発明における鋼の成分組成の適正範囲およびその限定理由は以下のとおりである。なお、鋼板中の元素の含有量の単位は何れも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：0.12〜0.22％
Ｃは、固溶強化および低温変態相による組織強化による強度確保に有効に寄与する。また、残留オーステナイト相を確保する上で必須の元素である。さらに、マルテンサイト相の体積分率およびマルテンサイト相の硬さに影響を及ぼし、伸びフランジ性に影響を与える元素でもある。ここに、Ｃ量が0.12％未満では必要な体積分率のマルテンサイト相を得るのが難しく、一方0.22％を超えるとスポット溶接性が著しく低下するだけでなく、マルテンサイト相の過度の硬質化およびマルテンサイト相の体積分率の増加に伴って高TS化しすぎ、成形性の低下、特に伸びフランジ性の低下を招く。従って、Ｃ量は0.12〜0.22％の範囲とする。好ましくは0.16〜0.20％の範囲である。
Si：0.8〜1.8％
Siは、オーステナイト相中へのＣ濃化を促進させて、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイト相を安定化するのに重要な元素である。上記作用を得るには0.8％以上含有させる必要があるが、1.8％を超えて添加すると鋼板が脆くなって、割れが生じ易くなり、また成形性も低下する。従って、Si量は0.8〜1.8％の範囲とする。好ましくは1.0〜1.6％の範囲である。
Mn：2.2〜3.2％
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、強度に寄与する低温変態相の確保を容易にする作用がある。上記作用を得るには2.2％以上含有させる必要がある。一方、3.2％を超えて含有させると偏析に起因したバンド状組織を呈し、伸びフランジ成形や曲げ成形において均一な成形が阻害される。そのため、Mn量は2.2〜3.2％の範囲とする。好ましくは2.6〜3.0％の範囲である。
Ｐ：0.020％以下
Ｐは、スポット溶接性に悪影響を及ぼすだけでなく、粒界に偏析して、粒界での割れを誘発し、成形性を低下させる弊害があるので、極力低減することが好ましいが、0.020％までは許容できる。しかし、Ｐを過度に低減することは製鋼工程での生産能率が低下し、高コストとなるため、Ｐ量の下限は0.001％程度とすることが好ましい。
Ｓ：0.0040％以下
Ｓは、MnＳなどの硫化物系介在物を形成し、このMnＳが冷間圧延により展伸し、変形時の割れの起点となって局部変形能を低下させる。このため、Ｓは極力低減することが望ましいが、0.0040％までは許容できる。しかし、過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加を招くので、Ｓ量の下限は0.0001％程度とすることが好ましい。好ましくは0.0001〜0.0030％の範囲である。
Al：0.005〜0.08％
Alは、主として脱酸の目的で添加される。また、炭化物の生成を抑制して、残留オーステナイト相を生成させるのに有効であり、さらに強度−伸びバランスを向上させる上でも有用な元素である。上記の目的を達成するには0.005％以上の添加が必要であるが、0.08％を超えて含有されると、アルミナなどの介在物増加による成形性の劣化という問題が生じる。従って、Al量は0.005〜0.08％の範囲とする。好ましくは0.02〜0.06％の範囲である。
Ｎ：0.008％以下
Ｎは、耐時効性を劣化させる元素であり、Ｎ量が0.008％を超えると耐時効性の劣化が顕著になる。また、Ｂを含有する場合、Ｂと結合しＢＮを形成してＢを消費し、固溶Ｂによる焼入れ性を低下させ、所定の体積分率のマルテンサイト相を確保することが困難となる。さらに、フェライト相中で不純物元素として存在し、ひずみ時効により延性を低下させる。従って、Ｎ量は低いほうが好ましいが、0.008％までは許容できる。しかし、Ｎの過度の低減は製鋼工程における脱窒コストの増加を招くので、Ｎ量の下限は0.0001％程度とすることが好ましい。好ましくは0.001〜0.006％の範囲である。
Ti：0.001〜0.040％
Tiは、鋼中で炭窒化物や硫化物を形成し、強度の向上に有効に寄与する。また、Ｂを添加する場合、ＮをTiＮとして固定することによりＢＮの形成を抑制し、Ｂによる焼入れ性を発現させる上でも有効な元素である。これらの効果を発現させるには0.001％以上含有させる必要があるが、Ti量が0.040％を超えると、フェライト相中に過度に析出物が生成し、過度の析出強化により、伸びの低下を招く。従って、Ti量は0.001〜0.040％の範囲とする。好ましくは0.010〜0.030％の範囲である。
Ｂ：0.0001〜0.0020％
Ｂは、焼入れ性を高めて、マルテンサイト相および残留オーステナイト相等の低温変態相を確保するのに有効に寄与し、優れた強度−伸びバランスを得るために有用な元素である。この効果を得るためには、Ｂを0.0001％以上含有させる必要があるが、Ｂ量が0.0020％を超えると、上記の効果は飽和する。従って、Ｂ量は0.0001〜0.0020％の範囲とする。
なお、本発明の鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼組織の適正範囲およびその限定理由について説明する。
フェライト相：体積分率で40％以上60％以下
フェライト相は軟質であり、延性の向上に寄与する。所望の伸びを得るには、体積分率で40％以上とする必要がある。フェライト相が40％に満たないと、硬質な焼戻マルテンサイト相の体積分率が増加し、過度に高強度化し、伸びおよび伸びフランジが劣化する。一方、フェライト相が60％を超えて存在すると、強度：1180MPa以上の確保が困難となる。よって、フェライト相の体積分率は40％以上60％以下の範囲とした。
ベイナイト相：体積分率で10％以上30％以下
ベイナイト変態を進行させることにより、オーステナイト相中へのＣ濃化が促進され、最終的に伸びに寄与する残留オーステナイト相を所定量確保するためには、ベイナイト相の体積分率は10％以上にする必要がある。一方で、ベイナイト相が30％を超えて存在すると、TS：1180MPaより過度に高強度化し、伸びの確保が困難となる。よって、ベイナイト相の体積分率は10％以上30％以下の範囲とした。
焼戻マルテンサイト相：体積分率で20％以上40％以下
硬質なマルテンサイト相を再加熱昇温して得られる焼戻マルテンサイト相は、強度に寄与し、TS：1180MPa以上の強度を確保するためには、焼戻マルテンサイト相の体積分率を20％以上とする必要がある。しかしながら、焼戻マルテンサイト相の体積分率が過度に多い場合には過度に高強度化し、伸びが低下するため、焼戻マルテンサイト相の体積分率は40％以下にする必要がある。このように、焼戻マルテンサイト相を体積分率で20％以上40％以下の範囲で含有する組織とすることで、強度、伸び、伸びフランジ性および曲げ性の良好な材質バランスを得ることができる。
残留オーステナイト相：体積分率で５％以上20％以下
残留オーステナイト相は、歪誘起変態すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイト相に変態することで、変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより延性を向上させる効果があり、高延性化のためには５％以上の残留オーステナイト相を含有させる必要がある。しかしながら、残留オーステナイト相はＣ濃度が高く硬質なため、鋼板中に20％を超えて過度に存在すると、局所的に硬質な部分が存在するようになり、伸びおよび伸びフランジ成形時の材料の均一な変形を阻害する要因となることから、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保することが困難となる。特に伸びフランジ性の観点からは、残留オーステナイトは少ないほうが好まし。よって、残留オーステナイト相の体積分率は５％以上20％以下とする。好ましくは7％以上18％以下の範囲である。
焼戻マルテンサイト相の総体積分率に占める長軸長≦５μmの焼戻マルテンサイト相の割合：80〜100％
焼戻マルテンサイト相は、ベース組織であるフェライト相より硬質であり、焼戻マルテンサイト相の総体積分率が同じ場合、長軸が５μm以下の割合が少ないと、粗大な焼戻マルテンサイトが局在して存在することになり、均一な変形を阻害し、より均一な変形をする微細均一な組織と比較すると伸びフランジ性に不利である。従って、粗大な焼戻マルテンサイト相が少なく、微細な焼戻マルテンサイト相の割合は多いほうが好ましいため、焼戻マルテンサイト相の総体積分率に占める長軸長≦５μmの焼戻マルテンサイト相の割合は80〜100％とする。
なお、ここで長軸とは、圧延方向断面の組織観察において観察される、個々の焼戻マルテンサイト相の最大径を意味する。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、熱間圧延を行い、さらに酸洗を行った熱延鋼板に、350〜650℃の温度域で焼鈍（１回目の焼鈍）を行い、ついで冷間圧延後、820〜900℃の温度域で焼鈍（２回目の焼鈍）を施し、さらに720〜800℃の温度域で焼鈍（３回目の焼鈍）を施したのち、冷却速度：10〜80℃/秒で冷却停止温度：300〜500℃まで冷却し、この温度域に100〜1000秒間保持したのち、再度、100〜300℃の温度域で焼鈍（４回目の焼鈍）を施すことにより、本発明の目的とする高強度冷延鋼板が得られる。なお、その後、鋼板に対してスキンパス圧延を施しても良い 。
以下、製造条件の限定範囲および限定理由を詳細に説明する。
焼鈍温度（１回目）：350〜650℃
本発明では、熱間圧延−酸洗後に１回目の焼鈍を施すが、この際の焼鈍温度が350℃に満たないと、熱延後の焼戻しが不十分で、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトが混在した不均一な組織となり、かかる熱延板組織の影響を受けて、均一微細化が不十分となる結果、４回目の焼鈍後の最終焼鈍材において粗大なマルテンサイトの割合が増加し、不均一な組織となって最終焼鈍材の伸びフランジ性が低下する。
一方、１回目の焼鈍温度が650℃を超えると、フェライトとマルテンサイトまたはパーライトの不均一かつ硬質化した粗大な２相組織となって、冷間圧延前に不均一な組織となり、最終焼鈍材の粗大なマルテンサイトの割合が増加して、やはり最終焼鈍材の伸びフランジ性は低下する。最終的に極めて均一な組織を得るためには、この熱延後の１回目の焼鈍における焼鈍温度は350〜650℃の範囲とする必要がある。
焼鈍温度（２回目）：820〜900℃
冷間圧延後に行う２回目の焼鈍における焼鈍温度が820℃より低いと、焼鈍中にオーステナイト相へのＣ濃化が過度に促進され、マルテンサイト相が過度に硬質化して、最終焼鈍後も硬質かつ不均一な組織となり、伸びフランジ性が低下する。一方、２回目の焼鈍の際に900℃を超えてオーステナイト単相の高温域まで加熱すると、均一ではあるがオーステナイト粒径が過度に粗大化するため、最終焼鈍材の粗大なマルテンサイト相の割合が増加して、最終焼鈍材の伸びフランジ性が低下する。よって、２回目の焼鈍における焼鈍温度は820〜900℃の範囲とする。
なお、焼鈍温度以外については特に規定する必要はなく、常法に従い行えばよい。好ましくは、下記理由により、冷却停止温度までの冷却速度：10〜80℃/秒、冷却停止温度：300〜500℃、冷却停止温度域での保持時間：100〜1000秒とする。すなわち、焼鈍後の平均冷却速度が10℃/秒未満の場合、過度にフェライト相が生成し、ベイナイト相およびマルテンサイト相の確保が困難となり、軟質化するとともに不均一な組織となり、最終焼鈍材も不均一な組織となって、伸びおよび伸びフランジ性などの成形性が低下しやすい。一方、焼鈍後の平均冷却速度が80℃/秒を超えると、逆に過度にマルテンサイト相が生成し、過度に硬質化するため、最終焼鈍材も過度に硬質化し、やはり伸びおよび伸びフランジ性などの成形性が低下しやすい。
なお、この場合の冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことが可能である。また、焼鈍冷却後の冷却停止温度が300℃未満の場合、残留オーステナイト相の生成が抑制され、過度にマルテンサイト相が生成するため、強度が高くなりすぎ、最終焼鈍材の伸びの確保が困難となる。一方、500℃超の場合、残留オーステナイト相の生成が抑制され、最終焼鈍材において優れた延性を得ることが困難となる。最終焼鈍材においてフェライト相を主体とし、焼戻マルテンサイト相および残留オーステナイト相の存在比率を制御し、TS：1180MPa以上の強度を確保すると共に、伸びおよび伸びフランジ性をバランス良く得るためには、焼鈍冷却後の冷却停止温度は300〜500℃の範囲とすることが好ましい。また、保持時間が100秒に満たないと、オーステナイト相へのＣ濃化が進行する時間が不十分となり、最終焼鈍材において所望の残留オーステナイト相の体積分率を得ることが困難となり伸びが低下する。一方、1000秒を超えて滞留しても残留オーステナイト量は増加せず、伸びの顕著な向上は認められず飽和する傾向にある。従って、保持時間は100〜1000秒の範囲とすることが好ましい。
焼鈍温度（３回目）：720〜800℃
３回目の焼鈍における焼鈍温度が720℃より低い場合、フェライト相の体積分率が過度に多くなり、TS：1180MPa以上の強度確保が困難となる。一方、800℃超えの２相域焼鈍の場合、加熱中のオーステナイト相の体積分率が増加し、オーステナイト相中のＣ濃度が低下するため、最終的に得られるマルテンサイト相の硬さが低下し、TS：1180MPa以上の強度確保が困難となる。さらに、焼鈍温度を高温化し、オーステナイト単相域で焼鈍すると、TS：1180MPaの確保は可能であるが、フェライト相の体積分率が少なく、マルテンサイト相の体積分率が増加するため、ELの確保が困難となる。よって、３回目の焼鈍における焼鈍温度は720〜800℃の範囲とする。
冷却速度：10〜80℃/秒
３回目の焼鈍後の冷却速度は、所望の低温変態相の体積分率を得る上で重要である。この冷却過程における平均冷却速度が10℃/秒未満の場合、ベイナイト相およびマルテンサイト相の確保が困難となり、フェライト相が多量に生成し、軟質化するため強度確保が困難となる。一方で、80℃/秒を超えると、逆に過度にマルテンサイト相が生成し、過度に硬質化するため、伸びおよび伸びフランジ性などの成形性が低下する。
なお、この場合の冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことが可能である。
冷却停止温度：300〜500℃
３回目の焼鈍後の冷却過程における冷却停止温度が300℃未満の場合、残留オーステナイトの生成が抑制され、過度にマルテンサイト相が生成するため、強度が高くなりすぎ、伸びの確保が困難となる。一方、500℃超の場合、残留オーステナイト相の生成が抑制されるため、優れた延性を得ることが困難となる。フェライト相を主体とし、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の存在比率を制御し、TS：1180MPa以上の強度を確保すると共に、伸びおよび伸びフランジ性をバランス良く得るために、この冷却停止温度は300〜500℃の範囲とする必要がある。
保持時間：100〜1000秒
上記した冷却停止温度での保持時間が100秒に満たないと、オーステナイト相へのＣ濃化が進行する時間が不十分となり、最終的に所望の残留オーステナイト相の体積分率を得ることが困難になり、また過度にマルテンサイト相が生成して高強度化するため、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。一方、1000秒を超えて滞留しても残留オーステナイト相の体積分率は増加せず、伸びの顕著な向上は認められず飽和する傾向にある。従って、この保持時間は100〜1000秒の範囲とする。なお、保持後の冷却は特に規定する必要は無く、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。
焼鈍温度（４回目）：100〜300℃
４回目の焼鈍温度が100℃より低い場合、マルテンサイト相の焼戻し軟質化が不十分となり過度に硬質化し、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。一方、焼鈍温度が300℃を超えると、マルテンサイト相が過度に軟質化し、TS：1180MPa以上を確保することが困難となり、しかも３回目のCAL後に得られた残留オーステナイト相が分解して、最終的に所望の体積分率の残留オーステナイト相が得られず、TS−Elバランスに優れた鋼板を得ることが困難となる。よって、４回目の焼鈍における焼鈍温度は100〜300℃の範囲とする。
なお、１回目〜４回目の焼鈍は、上記した条件を満たせばその焼鈍方法は問わず、連続焼鈍、箱焼鈍のいずれであってもよい。
その他の好適製造条件については次のとおりである。
スラブは、薄スラブ鋳造、造塊でもかまわないが、偏析を軽減するためには、連続鋳造法で製造するのが好ましい。
熱間圧延時の加熱温度は1100℃以上にすることが好ましい。スケール生成の軽減、燃料原単位の低減の観点から上限温度は1300℃とすることが好ましい。
熱間圧延は、フェライトとパーライトなど低温変態相の層状組織を回避すべく、850℃以上の仕上げ圧延とすることが好ましい。また、スケール生成の軽減、結晶粒径粗大化の抑制による組織の微細均一化の観点から、上限は950℃とすることが好ましい。
熱間圧延後は、巻取りまで適宜冷却すればよく、冷却条件は特に規定する必要はない。
また、熱間圧延終了後の巻取り温度は、冷間圧延性、表面性状の観点から450〜600℃とすることが好ましい。巻取り後の鋼板は、酸洗後、上述の焼鈍（１回目）が施されたのち、冷間圧延工程を経て、上述の条件で焼鈍（２回目〜４回目）される。熱間圧延後の酸洗は、常法に従って行えばよい。また、冷間圧延は、焼鈍工程での再結晶時における粒の粗大化や不均一組織の発生を抑制するため圧下率を20％以上とすることが好ましく、一方、圧下率は高くても構わないが、圧延負荷の増大を招くため圧下率を60％以下とすることが好ましい。
上記のようにして得られた冷延鋼板に、形状矯正や表面粗度調整の目的から調質圧延（スキンパス圧延）を行ってもかまわないが、過度にスキンパス圧延をすると鋼板に歪が導入されるため、結晶粒が展伸されて圧延加工組織となり、延性が低下するおそれがある。そのため、スキンパス圧延の圧下率は0.05％以上0.5％以下程度とすることが好ましい。
表１に示す成分組成になる鋼を溶製してスラブとし、1220℃に加熱後、仕上げ圧延機出側温度：880℃で熱間圧延を施し、圧延終了直後に50℃/秒の速度で冷却して、550℃で巻取り、ついで塩酸酸洗後、表２に示す条件で１回目の焼鈍処理を施したのち、冷間圧延により板厚：1.6mmの冷延鋼板仕上げた。ついで、表２に示す条件で２〜４回目の焼鈍処理を施した。なお、２回目の焼鈍後の冷却は、前記した好ましい条件である、冷却停止温度までの冷却速度：10〜80℃/秒、冷却停止温度：300〜500℃、冷却停止温度域での保持時間：100〜1000秒の範囲内とした。 得られた冷延鋼板について、以下に示す材料試験により材料特性を調査した。
得られた結果を表３に示す。
（１）鋼板の組織
圧延方向断面で、板厚の1/4位置の面を走査型電子顕微鏡（SEM）で観察することにより調査した。観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。炭化物などの析出物が観察されないフェライト相（ポリゴナルフェライト相）の体積分率は、倍率：2000倍の断面組織写真を用い、画像解析により、任意に設定した50μm×50μm四方の正方形領域内に存在する占有面積を求め、これをフェライト相の体積分率とした。
残留オーステナイト相の体積分率は、MoのＫα線を用いたＸ線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚1/4付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイト相の（２１１）面および（２２０）面とフェライト相の（２００）面および（２２０）面のピーク強度から残留オーステナイト相の体積率を算出した。
焼戻マルテンサイト相の体積分率は、走査型電子顕微鏡（SEM）で４回目の焼鈍の前と後の組織観察を行い、焼戻し前に比較的平滑な表面を有し塊状な形状として観察された組織が最終的に焼戻し焼鈍されて内部に微細炭化物の析出が認められた場合に焼戻マルテンサイト相と判定して面積率を測定し、これを焼戻マルテンサイト相の体積分率とした。なお、観察は、倍率：2000倍の断面組織写真を用い、任意に設定した50μm×50μm四方の正方形領域内に存在する占有面積を求めた。
なお、４回目の最終焼鈍温度が100℃に満たない場合のみ、４回目の最終焼鈍後に点状の炭化物が観察されない平滑な表面を有し塊状な形状として観察された組織を残留オーステナイト相およびマルテンサイト相の総和とし、Ｘ線回折により求めた残留オーステナイトとの差分を、焼き戻されていないマルテンサイト相の体積分率とした。
長軸径が５μm以下の割合は、５μm超の焼戻マルテンサイト相の割合を求めることにより、算出した。すなわち、５μm超の焼戻マルテンサイト相を、倍率：2000倍の圧延方向の断面組織写真を用い、画像解析により、任意に設定した50μm×50μm四方の正方形領域内に存在する長軸径が５μm超の焼戻マルテンサイト相の占有面積率を求め、全体からその面積率を差し引いて、長軸径が５μm以下の焼戻マルテンサイト相の体積分率とした。
ここで、長軸とは、各焼戻マルテンサイト相の最大径である。
なお、各相の体積分率は、最初にフェライト相と低温変態相を区別し、フェライト相の体積分率を決定し、次にＸ線回折により残留オーステナイト相の体積分率を決定し、ついで上記したようなSEM観察により焼戻マルテンサイト相の体積分率を求め、最終残部をベイナイト相と判断して求めた。
（２）引張特性
圧延方向と90°の方向を長手方向（引張方向）とするJIS Z 2201に記載の５号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行って評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×El≧20000MPa・％以上（TS：引張強度（MPa）、El：全伸び（％））を良好とした。
（３）穴拡げ率
日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき実施した。初期直径ｄ0＝10mmの穴を打抜き、頂角：60°の円錐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停止して、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、次式
穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ0）/ｄ0）× 100
で算出した。同一番号の鋼板について３回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、伸びフランジ性（TS×λ）の評価基準はTS×λ≧35000MPa・％以上を良好とした。
（４）曲げ特性
板厚：1.6mmの鋼板を用い、曲げ部の稜線と圧延方向が平行になるようにサンプルを採取した。サンプルサイズは40mm×100mm（サンプルの長手が圧延直角方向）とした。先端曲げＲ＝1.0mmの金型を用いて、下死点での決め押し荷重：３トンで90°Ｖ曲げを行い、曲げ頂点で割れの有無を目視判定し、割れの発生がない場合を良好な曲げ性であると判定した。
Figure 2013185196
Figure 2013185196
Figure 2013185196
表３から明らかなように、No.１〜５の発明例はいずれも、TS≧1180MPaで、かつTS×El≧20000MPa・％以上、TS×λ≧35000MPa・％およびＲ/ｔ＝1.0/1.6＝0.625で割れなく90°Ｖ曲を満足する、伸び、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板が得られている。
これに対し、鋼成分が本発明の適正範囲外であるNo.６、２回目の焼鈍温度が低いNo.９、冷却速度が速いNo.14、冷却停止温度が低いNo.15および保持時間が短いNo.17はいずれも、焼戻マルテンサイト相の体積分率が多すぎ、強度が過度に高く、伸びおよび伸びフランジ性に劣る。
熱延後の１回目の焼鈍における焼鈍温度が低いNo.７、焼鈍温度が高いNo.８、２回目の焼鈍における焼鈍温度が高いNo.10はいずれも、粗大な焼戻マルテンサイト相の割合が多く、伸びフランジ性に劣る。
３回目の焼鈍における焼鈍温度が低いNo.11、冷却速度が遅いNo.13はそれぞれ、フェライト相の体積分率が多く、TS≧1180MPaを満足していない。
３回目の焼鈍における焼鈍温度が高いNo.12は、フェライト相の体積分率が少なく、強度が過度に高く、伸びおよび伸びフランジ性に劣る。
３回目の焼鈍後の冷却停止温度が高いNo.16、焼戻し焼鈍（４回目の焼鈍）での温度が高いNo.19は、残留オーステナイトの体積分率が少なく、延性に劣り、またNo.19はマルテンサイト相が過度に軟質化するため、TS≧1180MPaを満足していない。
焼戻し焼鈍（４回目の焼鈍）での温度が低いNo.18は、焼戻マルテンサイト相の体積分率が不十分であり、強度が過度に高く、伸びフランジ性に劣る。
本発明に従い、鋼板中のNbやＶ，Cu，Ni，Cr，Moなど高価な元素を積極的に含有せずとも、フェライト相、焼戻マルテンサイト相、残留オーステナイト相およびベイナイト相、各相の体積分率を適正に制御することにより、安価でかつ優れた成形性を有する引張強度(TS)：1180MPa以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。
また、本発明の高強度冷延鋼板は、特に自動車用骨格構造部品として好適であるが、それ以外にも、建築および家電分野など厳しい寸法精度、成形性が必要とされる用途にも有用である。
２．前記１に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗後、350〜650℃の温度域で１回目の焼鈍を施し、ついで冷間圧延後、820〜900℃の温度域で２回目の焼鈍を施し、引き続き720〜800℃の温度域で３回目の焼鈍を施したのち、冷却速度：10〜80℃/秒で冷却停止温度：300〜500℃まで冷却し、この温度域に100〜1000秒保持したのち、再度、100〜300℃の温度域で４回目の焼鈍を施すことにより、体積分率で、
フェライト相：40〜60％、
ベイナイト相：10〜30％、
焼戻マルテンサイト相：20〜40％および
残留オーステナイト相：５〜20％
を含み、しかも焼戻マルテンサイト相のうち、総体積分率に占める長軸長≦５μmの焼戻マルテンサイト相の割合が80〜100％を満足する組織とする成形性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。

Claims (2)

  1. 質量％で、
    Ｃ：0.12〜0.22％、
    Si：0.8〜1.8％、
    Mn：2.2〜3.2％、
    Ｐ：0.020％以下、
    Ｓ：0.0040％以下、
    Al：0.005〜0.08％、
    Ｎ：0.008％以下、
    Ti：0.001〜0.040％および
    Ｂ：0.0001〜0.0020％
    を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、体積分率で、
    フェライト相：40〜60％、
    ベイナイト相：10〜30％、
    焼戻マルテンサイト相：20〜40％および
    残留オーステナイト相：５〜20％
    を含み、しかも焼戻マルテンサイト相のうち、総体積分率に占める長軸長≦５μmの焼戻マルテンサイト相の割合が80〜100％を満足する組織を有することを特徴とする成形性に優れる高強度冷延鋼板。
  2. 請求項１に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗後、350〜650℃の温度域で１回目の焼鈍を施し、ついで冷間圧延後、820〜900℃の温度域で２回目の焼鈍を施し、引き続き720〜800℃の温度域で３回目の焼鈍を施したのち、冷却速度：10〜80℃/秒で冷却停止温度：300〜500℃まで冷却し、この温度域に100〜1000秒保持したのち、再度、100〜300℃の温度域で４回目の焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
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