JP2013253268A - 降伏強度と成形性に優れた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】降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.10〜0.25%、Si:0.50〜2.40%、Mn:1.00〜3.00%、Al:0.001〜0.10%、Ti:0.05〜0.30%、P:0.100%以下(0%を含む)、S:0.010%以下(0%を含む)、N:0.006%以下(0%を含む)を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト(α)を面積率で40〜70%含み、残部が硬さ330〜450Hvの焼戻しマルテンサイトからなる組織であって、前記αは、面積率で、平均結晶粒径5μm以下の未再結晶フェライト:20〜60%、平均結晶粒径3μm以下の冷却α:10〜20%、再結晶α:5%以下(0%を含む)からなり、かつ、α同士連結率が0.25以下である組織を有する冷延鋼板。
【選択図】 図１
Description
本発明は、自動車部品等に用いられる、降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性と車体軽量化による燃費改善を実現するため、高強度化が求められている。そのため、鋼板には、その引張強度（ＴＳ）を１０００ＭＰａ以上に高強度化するだけでなく、衝突安全性を考慮して、その降伏強度（ＹＳ）を９００ＭＰａ以上に高強度化することも同時に求められている。また、鋼板には、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。そのため、伸び（全伸び；ＥＬ）と伸びフランジ性（穴拡げ率；λ）がともに高められた高強度鋼板の提供が切望されており、全伸び（ＥＬ）が１５％以上、さらには１７％以上で、伸びフランジ性（λ）が５０％以上、さらには８０％以上のものが要望されている。
上記のようなニーズを受けて、種々の組織制御の考え方に基づき、強度と成形加工性のバランスを改善した高強度鋼板が提案されているものの、上記要望レベルを全て満足するようなものはまだ少ないのが現状である。
例えば、特許文献１には、降伏比を高めるため、未再結晶フェライトの面積率を２０〜５０％、再結晶フェライト、変態フェライトの一方または双方の面積率を２０〜７９％とし、パーライトの面積率を１〜３０％とした高強度冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、焼戻しマルテンサイトを活用していないため、ＥＬには優れるものの、ＴＳが最高で６７０ＭＰａ、ＹＳが最高で５９０ＭＰａしか得られておらず、上記要望レベルは満足していない（同文献の表３の本発明例参照）。
また、特許文献２には、硬さ３８０Ｈｖ以上の焼戻しマルテンサイトを面積率で５０％以上（１００％を含む）含み、残部がフェライトからなる組織を有し、全組織中の転位密度が１×１０１５〜４×１０１５ｍ−２である高強度冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、フェライトの面積率が２０％未満であるため、ＹＰ（＝ＹＳ）およびλには優れているものの、ＥＬが最高で１３．５％しか得られておらず、上記要望レベルは満足していない（同文献の表３の発明例参照）。
そこで本発明の目的は、上記要望レベルを満足し得る、降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０〜２．４０％、
Ｍｎ：１．００〜３．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．００６％以下（０％を含む）
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを面積率で４０〜７０％含み、残部が硬さ３３０〜４５０Ｈｖの焼戻しマルテンサイトからなる組織であって、
前記フェライトは、面積率で、
平均結晶粒径が５μｍ以下の未再結晶フェライト：２０〜６０％、
平均結晶粒径が３μｍ以下の冷却フェライト：１０〜２０％、
再結晶フェライト：５％以下（０％を含む）からなり、
かつ、前記フェライトの存在形態を規定する、下記式１で定義されるフェライト同士連結率が、０．２５以下である組織を有する、
ことを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」）
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０〜２．４０％、
Ｍｎ：１．００〜３．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．００６％以下（０％を含む）
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを面積率で４０〜７０％含み、残部が硬さ３３０〜４５０Ｈｖの焼戻しマルテンサイトからなる組織であって、
前記フェライトは、面積率で、
平均結晶粒径が５μｍ以下の未再結晶フェライト：２０〜６０％、
平均結晶粒径が３μｍ以下の冷却フェライト：１０〜２０％、
再結晶フェライト：５％以下（０％を含む）からなり、
かつ、前記フェライトの存在形態を規定する、下記式１で定義されるフェライト同士連結率が、０．２５以下である組織を有する、
ことを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」）
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。
請求項２に記載の発明は、
前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記焼戻しマルテンサイト１ｍｍ２当たり５個以下である、
請求項１に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記焼戻しマルテンサイト１ｍｍ２当たり５個以下である、
請求項１に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上を含む、
請求項１または２に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上を含む、
請求項１または２に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上を含む、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上を含む、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項５に記載の発明は、
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
(1) 熱間圧延条件
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３〜［Ａｒ３＋１００℃］で圧延し、次いで、第１保持温度：Ａｒ３点以上、前記仕上げ圧延終了温度以下の温度で第１保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で第２保持温度：５００〜６５０℃まで冷却し、その温度で第２保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第２冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：３５０℃以上５００℃未満で巻き取る。
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜７０％
(3) 焼鈍条件
５００℃〜Ａｃ１の温度域を１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：１８００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第３冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第４冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
(1) 熱間圧延条件
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３〜［Ａｒ３＋１００℃］で圧延し、次いで、第１保持温度：Ａｒ３点以上、前記仕上げ圧延終了温度以下の温度で第１保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で第２保持温度：５００〜６５０℃まで冷却し、その温度で第２保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第２冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：３５０℃以上５００℃未満で巻き取る。
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜７０％
(3) 焼鈍条件
５００℃〜Ａｃ１の温度域を１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：１８００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第３冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第４冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
本発明によれば、マトリックス組織について、転位強化ないし微細化強化された未再結晶フェライトと、微細化強化された再結晶フェライトと、残部の焼戻しマルテンサイトの割合を適正化することで、降伏強度と引張強度を確保しつつ、フェライトを適正量導入するとともにその一部を特に変形能が高い未加工の冷却フェライトとすることで、高い伸びを確保し、さらに転位強化ないし微細化強化されたことにより焼戻しマルテンサイトとの強度差が縮小されたフェライトを焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立分散させることで、変形による歪がフェライト側に集中することを防いで焼戻しマルテンサイトを強制的に変形させることにより、さらに伸びを高めるとともに伸びフランジ性を改善することが可能となる。その結果、降伏強度と加工性を兼備する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供できるようになった。
本発明者らは、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織を有する高強度鋼板において、フェライトとして未再結晶フェライトおよび冷却フェライトを積極的に活用するとともに、フェライトの存在形態をできるだけ焼戻しマルテンサイトで取り囲まれ孤立分散された状態になるように制御することで、降伏強度が高く、かつ、伸びおよび伸びフランジ性にも優れた高強度冷延鋼板を得ることができることを見出した。
上記鋼板の組織制御に関する知見、ならびに、それを実現するための成分設計および製造条件に関する知見に基づいて本発明を完成するに至った。
以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、上記特許文献２と同様の、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織をベースとするものであるが、特に、フェライト中に未再結晶フェライトおよび冷却フェライトを積極的に導入するとともに、フェライトを焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立分散させるように制御されている点で、上記特許文献２の鋼板とは相違している。
上述したとおり、本発明鋼板は、上記特許文献２と同様の、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織をベースとするものであるが、特に、フェライト中に未再結晶フェライトおよび冷却フェライトを積極的に導入するとともに、フェライトを焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立分散させるように制御されている点で、上記特許文献２の鋼板とは相違している。
＜フェライト：面積率で４０〜７０％、残部：焼戻しマルテンサイト＞
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
伸びを確保するためには、フェライトの面積率は４０％以上（好ましくは４５％以上、さらに好ましくは５０％以上）が必要である。ただし、フェライトが過剰になると強度を確保するために焼戻しマルテンサイトの強度を高める必要があり、その結果、焼戻しマルテンサイトとフェライトの強度差が過大となり、伸びフランジ性が確保できなくなるので、フェライトの面積率は７０％以下（好ましくは６７％以下、さらに好ましくは６４％以下）とする。
＜焼戻しマルテンサイトの硬さ：３３０〜４５０Ｈｖ＞
焼戻しマルテンサイトを一定以上の硬さにすることで引張強度を確保しつつ、一定以下の硬さに制限して該焼戻しマルテンサイトの変形能を高めることで、フェライトと該焼戻しマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面で亀裂が発生し難くすることで伸びフランジ性を向上させる。焼戻しマルテンサイトの硬さは、好ましくは３５０〜４３０Ｈｖ、さらに好ましくは３７０〜４１０Ｈｖである。
焼戻しマルテンサイトを一定以上の硬さにすることで引張強度を確保しつつ、一定以下の硬さに制限して該焼戻しマルテンサイトの変形能を高めることで、フェライトと該焼戻しマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面で亀裂が発生し難くすることで伸びフランジ性を向上させる。焼戻しマルテンサイトの硬さは、好ましくは３５０〜４３０Ｈｖ、さらに好ましくは３７０〜４１０Ｈｖである。
＜前記フェライトは、平均結晶粒径が５μｍ以下の未再結晶フェライト、平均結晶粒径が３μｍ以下の冷却フェライト、再結晶フェライトからなる＞
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼では、主にフェライトの降伏により降伏強度が決定される。したがって、フェライトを強化することが鋼板の降伏強度向上に有効である。
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼では、主にフェライトの降伏により降伏強度が決定される。したがって、フェライトを強化することが鋼板の降伏強度向上に有効である。
そこで、まず、フェライトの一部を平均結晶粒径が５μｍ以下の微細な未再結晶フェライトとすることで、転位強化および微細化強化により該フェライトを強化する。一方、一般に未再結晶フェライトは冷間圧延により加工を受けているため、そのような加工を受けていない再結晶フェライトや冷却フェライトに比べて変形能が劣る。
そのため、鋼板の降伏強度を低下させることなく伸びを向上させる目的で、フェライトの他の一部を冷間圧延による加工の影響を受けていない冷却フェライトとする。ただし、冷却フェライトが降伏しやすい場合は鋼板の降伏強度が低下するので、十分に微細化強化された平均結晶粒径が３μｍ以下の非常に微細な冷却フェライトを導入する。
さらに、これらの強化されたフェライトを導入することで、焼戻しマルテンサイトとの強度差が縮小し、その結果、フェライトと焼戻しマルテンサイトの界面に歪が集中することが防止され、伸びおよび伸びフランジ性が高められる。
なお、フェライトには、未再結晶フェライトおよび冷却フェライト導入による上記作用効果を阻害しない範囲で、少量の再結晶フェライトを含むことは許容される。
＜面積率で、前記未再結晶フェライト：２０〜６０％、前記冷却フェライト：１０〜２０％、前記再結晶フェライト：５％以下（０％を含む）＞
未再結晶フェライトおよび冷却フェライトの分率が低くなりすぎると、焼戻しマルテンサイトの分率が高くなりすぎて伸びを確保できない。一方、未再結晶フェライトおよび冷却フェライトの分率が高くなりすぎると、焼戻しマルテンサイトの分率が低くなりすぎて引張強度を確保できない。このため、未再結晶フェライトは面積率で２０〜６０％、冷却フェライトは面積率で１０〜２０％とする。なお、再結晶フェライトは、上述したように、少量の存在は許容されるが、その上限は面積率で５％とする。
未再結晶フェライトおよび冷却フェライトの分率が低くなりすぎると、焼戻しマルテンサイトの分率が高くなりすぎて伸びを確保できない。一方、未再結晶フェライトおよび冷却フェライトの分率が高くなりすぎると、焼戻しマルテンサイトの分率が低くなりすぎて引張強度を確保できない。このため、未再結晶フェライトは面積率で２０〜６０％、冷却フェライトは面積率で１０〜２０％とする。なお、再結晶フェライトは、上述したように、少量の存在は許容されるが、その上限は面積率で５％とする。
＜前記フェライトの存在形態を規定するフェライト同士連結率が０．２５以下＞
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼においては、伸びや伸びフランジ性は、フェライトの面積率だけでなく、フェライトの存在形態にも依存する。
フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織鋼においては、伸びや伸びフランジ性は、フェライトの面積率だけでなく、フェライトの存在形態にも依存する。
すなわち、フェライト粒子同士が連結している状態では、変形能の高いフェライト側に応力が集中して変形をフェライトのみが担うとともに、変形による歪がフェライト側に集中して焼戻しマルテンサイトに歪が入りにくくなるため、焼戻しマルテンサイトに歪が入りにくくなる。その結果、伸びや伸びフランジ性が低下し、強度と伸びおよび伸びフランジ性の適正なバランスが得られなくなる。一方、フェライト粒子が焼戻しマルテンサイト粒に囲まれていると、この焼戻しマルテンサイト粒子が強制的に変形させられ、該焼戻しマルテンサイト粒子も変形を担うとともに、該焼戻しマルテンサイト側にも歪が入りやすくなり伸びや伸びフランジ性が向上し、強度と伸びおよび伸びフランジ性の適正なバランスが獲られる。
上記フェライトの存在形態は、下記式１で定義される「フェライト同士連結率」で評価することができる。
式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」）
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。
伸びや伸びフランジ性を確保するためには、フェライト同士連結率は、０．２５以下、好ましくは０．２０以下、さらに好ましくは０．１５以下に制限する。
本発明鋼板の組織は、以上の要件を必須要件とするが、さらに以下の推奨要件を満足することが望ましい。
＜前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態：前記焼戻しマルテンサイト１ｍｍ２当たり５個以下＞
上記のようにフェライトを強化してフェライトと焼戻しマルテンサイトの強度差を縮小することでフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面に歪が集中することを抑制し、さらにフェライトの連結率を低下させることで焼戻しマルテンサイトを強制的に変形させることができるが、次に破壊の起点になる可能性を有するのは、フェライトと界面を接する焼戻しマルテンサイト中に析出したセメンタイトである。このセメンタイト粒子が粗大になると変形時の応力集中が増加し、該焼戻しマルテンサイト中に亀裂が発生しやすくなるので、伸びフランジ性が低下する。伸びフランジ性を確保するためには、該セメンタイト粒子のサイズと存在密度を制御することが望ましい。
上記のようにフェライトを強化してフェライトと焼戻しマルテンサイトの強度差を縮小することでフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面に歪が集中することを抑制し、さらにフェライトの連結率を低下させることで焼戻しマルテンサイトを強制的に変形させることができるが、次に破壊の起点になる可能性を有するのは、フェライトと界面を接する焼戻しマルテンサイト中に析出したセメンタイトである。このセメンタイト粒子が粗大になると変形時の応力集中が増加し、該焼戻しマルテンサイト中に亀裂が発生しやすくなるので、伸びフランジ性が低下する。伸びフランジ性を確保するためには、該セメンタイト粒子のサイズと存在密度を制御することが望ましい。
伸びフランジ性を確保するためには、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子は、焼戻しマルテンサイト１ｍｍ２当たり５個以下、さらには４個以下、特には３個以下に制限するのが推奨される。
以下、各相の面積率、焼戻しマルテンサイトの硬さ、フェライト同士連結率、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の各測定方法について説明する。
〔各相の面積率の測定方法〕
まず、フェライト（全体）の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行い、コントラストの暗い領域（黒色部）をフェライトとし、残りの領域を焼戻しマルテンサイトとして、各領域の面積比率よりフェライトの面積率を算出した。
まず、フェライト（全体）の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行い、コントラストの暗い領域（黒色部）をフェライトとし、残りの領域を焼戻しマルテンサイトとして、各領域の面積比率よりフェライトの面積率を算出した。
次に、フェライトのうち、未再結晶フェライト、結晶フェライトおよび冷却フェライトの各面積率については、以下のようにして求めた。
未再結晶フェライトと冷却フェライトについては、Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値（ＫＡＭ値）を測定することで判別することができる。未再結晶フェライトは加工を受けているため、結晶粒内で連続的な方位変化を有する。そのため、結晶粒内のＫＡＭ値の頻度分布を解析すると、加工を受けていない冷却フェライトに比べて高ＫＡＭ値側に分布が偏る。そこで、上記のＳＥＭ画像によりフェライトと同定された各結晶粒（隣接する測定点間の方位差が１５°以上ある境界を結晶粒界と定義）のＫＡＭ値の頻度分布を解析して、０．５°以上のＫＡＭ値頻度が５０％以上のフェライト粒を未再結晶フェライト、０．５°以上のＫＡＭ値頻度が５０％未満のフェライト粒を冷却フェライトとそれぞれ定義し、各相の面積率および円相当直径を測定した。
なお、再結晶フェライトが含まれる場合、ＫＡＭ値の頻度分布の解析結果からだけでは冷却フェライトと区別することができない。そこで、別途、種々の昇温速度で加熱を行い焼き入れて冷却フェライトを含まないように熱処理して得られた鋼についてＫＡＭ値の頻度分布を解析し、０．５°以上のＫＡＭ値頻度が５０％未満であるフェライト粒を再結晶フェライトと同定し、その再結晶フェライトの結晶粒径を測定したところ、円相当直径で６μｍ以上であることが分かった。したがって、０．５°以上のＫＡＭ値頻度が５０％未満のフェライト粒について、円相当直径で６μｍ以上のものを再結晶フェライト、６μｍ未満のものを冷却フェライトとそれぞれ定義し区別した。
〔焼戻しマルテンサイトの硬さの測定方法〕
次に、焼戻しマルテンサイトの硬さについては、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の試験方法に従って各供試鋼板表面のビッカース硬さ（９８．０７Ｎ）Ｈｖを測定し、下記式３を用いてマルテンサイトの硬さＨｖＭに換算を行った。なお、下記式３は、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの硬さは焼戻しマルテンサイトの硬さに等しいと仮定して導出したものである。
次に、焼戻しマルテンサイトの硬さについては、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の試験方法に従って各供試鋼板表面のビッカース硬さ（９８．０７Ｎ）Ｈｖを測定し、下記式３を用いてマルテンサイトの硬さＨｖＭに換算を行った。なお、下記式３は、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの硬さは焼戻しマルテンサイトの硬さに等しいと仮定して導出したものである。
式３：ＨｖＭ＝（１００×Ｈｖ−ＶＦ×ＨｖＦ）／（１００−ＶＦ）
ただし、ＨｖＦ＝１０２＋２０９［％Ｐ］＋２７［％Ｓｉ］＋１０［％Ｍｎ］＋４［％Ｍｏ］−１０［％Ｃｒ］＋１２［％Ｃｕ］（藤田利夫ら訳：「鉄鋼材料の設計と理論」（丸善株式会社）、昭和５６年９月３０日発行、ｐ.１０の図２．１から、低Ｃフェライト鋼の降伏応力の変化に及ぼす各合金元素量の影響の度合い（直線の傾き）を読み取って定式化を行った。なお、Ａｌ、Ｎなどその他の元素はフェライトの硬さに影響しないとした。）
ここに、ＨｖＦ：フェライトの硬さ、ＶＦ：フェライトの面積率（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。
ただし、ＨｖＦ＝１０２＋２０９［％Ｐ］＋２７［％Ｓｉ］＋１０［％Ｍｎ］＋４［％Ｍｏ］−１０［％Ｃｒ］＋１２［％Ｃｕ］（藤田利夫ら訳：「鉄鋼材料の設計と理論」（丸善株式会社）、昭和５６年９月３０日発行、ｐ.１０の図２．１から、低Ｃフェライト鋼の降伏応力の変化に及ぼす各合金元素量の影響の度合い（直線の傾き）を読み取って定式化を行った。なお、Ａｌ、Ｎなどその他の元素はフェライトの硬さに影響しないとした。）
ここに、ＨｖＦ：フェライトの硬さ、ＶＦ：フェライトの面積率（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。
〔フェライト同士連結率の測定方法〕
圧延方向から組織観察できるように各供試鋼板を圧延方向に垂直に切断して試料を切り出し、これを鏡面に研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて２０００倍で組織観察を行う。そして、図１に例示するように、板厚方向（ＮＤ）が上下、圧延方向に直角な方向（ＴＤ）が左右になるように撮影し、この組織写真中に５μｍ間隔でＴＤ方向に平行な線分を総長で１０００μｍ以上になるように引き、これらの線分と、フェライト粒子同士の界面との交点（□（白抜き）で囲んだ点）およびフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面との交点（○で囲んだ点）の数をそれぞれ求める。そして、上記式１にて「フェライト同士連結率」を算出する。「フェライト同士連結率」の値が小さいということは、フェライト粒子とフェライト粒子が連続している領域が少ないこと、つまり、フェライト粒子が連続せず、焼戻しマルテンサイトに囲まれ、孤立分散していることを示している。同図において（ａ）はフェライト同士連結率が０．２５を超える例であり、（ｂ）はフェライト同士連結率が０．２５以下の例である。
圧延方向から組織観察できるように各供試鋼板を圧延方向に垂直に切断して試料を切り出し、これを鏡面に研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて２０００倍で組織観察を行う。そして、図１に例示するように、板厚方向（ＮＤ）が上下、圧延方向に直角な方向（ＴＤ）が左右になるように撮影し、この組織写真中に５μｍ間隔でＴＤ方向に平行な線分を総長で１０００μｍ以上になるように引き、これらの線分と、フェライト粒子同士の界面との交点（□（白抜き）で囲んだ点）およびフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面との交点（○で囲んだ点）の数をそれぞれ求める。そして、上記式１にて「フェライト同士連結率」を算出する。「フェライト同士連結率」の値が小さいということは、フェライト粒子とフェライト粒子が連続している領域が少ないこと、つまり、フェライト粒子が連続せず、焼戻しマルテンサイトに囲まれ、孤立分散していることを示している。同図において（ａ）はフェライト同士連結率が０．２５を超える例であり、（ｂ）はフェライト同士連結率が０．２５以下の例である。
〔セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の測定方法〕
セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、２．４μｍ×１．６μｍの領域３視野について倍率５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、２．４μｍ×１．６μｍの領域３視野について倍率５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．１０〜０．２５％
Ｃは、焼戻しマルテンサイトの面積率および該焼戻しマルテンサイト中に析出するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．１０％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．２５％超では焼戻しマルテンサイトの強度と焼戻し中におけるセメンタイトの粗大化防止が両立できなくなる。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１２〜０．２３％、さらに好ましくは０．１４〜０．２１％である。
Ｃ：０．１０〜０．２５％
Ｃは、焼戻しマルテンサイトの面積率および該焼戻しマルテンサイト中に析出するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．１０％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．２５％超では焼戻しマルテンサイトの強度と焼戻し中におけるセメンタイトの粗大化防止が両立できなくなる。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１２〜０．２３％、さらに好ましくは０．１４〜０．２１％である。
Ｓｉ：０．５０〜２．４０％
固溶強化により伸びと伸びフランジ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。０．５０％未満では固溶強化量が減少し、フェライトの強度が低下する。一方、２．４０％超ではフェライトが強化されすぎて延性が低下する。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．７０〜２．２０％、さらに好ましくは０．９０〜２．１０％である。
固溶強化により伸びと伸びフランジ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。０．５０％未満では固溶強化量が減少し、フェライトの強度が低下する。一方、２．４０％超ではフェライトが強化されすぎて延性が低下する。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．７０〜２．２０％、さらに好ましくは０．９０〜２．１０％である。
Ｍｎ：１．００〜３．００％
Ｍｎは、固溶強化によって鋼板の引張強度を高くするとともに、鋼板の焼入れ性を向上させ、低温変態相の生成を促進する効果を有し、マルテンサイト面積率を確保するために有用な元素である。１．００％未満では固溶強化量が不足するとともに、焼入れ性が低下し適切な組織分率のフェライト−焼戻しマルテンサイト組織を確保できなくなる。一方、３．００％超とすると逆変態温度（Ａｃ１点およびＡｃ３点）を低下させるため、二相域加熱後の冷却時に冷却フェライトが生成しにくくなり、伸びが低下する。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは１．２０〜２．８０％、さらに好ましくは１．４０〜２．６０％である。
Ｍｎは、固溶強化によって鋼板の引張強度を高くするとともに、鋼板の焼入れ性を向上させ、低温変態相の生成を促進する効果を有し、マルテンサイト面積率を確保するために有用な元素である。１．００％未満では固溶強化量が不足するとともに、焼入れ性が低下し適切な組織分率のフェライト−焼戻しマルテンサイト組織を確保できなくなる。一方、３．００％超とすると逆変態温度（Ａｃ１点およびＡｃ３点）を低下させるため、二相域加熱後の冷却時に冷却フェライトが生成しにくくなり、伸びが低下する。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは１．２０〜２．８０％、さらに好ましくは１．４０〜２．６０％である。
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは脱酸材として用いられるものであるが、０．００１％未満では鋼の清浄作用が十分に得られず、一方、０．１０％を超えると鋼の清浄度を悪化させる。Ａｌ含有量の範囲は、好ましくは０．００５〜０．０８０％、さらに好ましくは０．０１５〜０．０６０％である。
Ａｌは脱酸材として用いられるものであるが、０．００１％未満では鋼の清浄作用が十分に得られず、一方、０．１０％を超えると鋼の清浄度を悪化させる。Ａｌ含有量の範囲は、好ましくは０．００５〜０．０８０％、さらに好ましくは０．０１５〜０．０６０％である。
Ｔｉ：０．０５〜０．３０％
Ｔｉは本発明鋼板において重要な元素である。熱間圧延工程における仕上げ圧延で導入された転位上にＴｉＣとして多量に微細析出することで、続くフェライト変態においてピン止め粒子として作用し、フェライトの微細化および孤立分散化（連結率低下）に寄与する。また、該ＴｉＣは焼鈍工程における５００〜Ａｃ１の温度域におけるフェライトの再結晶を抑制し、未再結晶フェライトの確保に寄与する。さらに該ＴｉＣは焼鈍加熱温度から５００℃までの冷却過程でオーステナイトから生成する冷却フェライトをピン止めし、該冷却フェライトの微細化および孤立分散化（連結率低下）にも寄与する。Ｔｉ含有量が０．０５％未満になると、微細かつ低連結率の、未再結晶フェライトおよび冷却フェライトの確保が困難になる。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、ＴｉＣの粗大化が促進されることでピン止め効果が低下し、やはり、微細かつ低連結率の、未再結晶フェライトおよび冷却フェライトの確保が困難になる。Ｔｉ含有量の範囲は、好ましくは０．０８〜０．３０％、さらに好ましくは０．１０〜０．３０％である。
Ｔｉは本発明鋼板において重要な元素である。熱間圧延工程における仕上げ圧延で導入された転位上にＴｉＣとして多量に微細析出することで、続くフェライト変態においてピン止め粒子として作用し、フェライトの微細化および孤立分散化（連結率低下）に寄与する。また、該ＴｉＣは焼鈍工程における５００〜Ａｃ１の温度域におけるフェライトの再結晶を抑制し、未再結晶フェライトの確保に寄与する。さらに該ＴｉＣは焼鈍加熱温度から５００℃までの冷却過程でオーステナイトから生成する冷却フェライトをピン止めし、該冷却フェライトの微細化および孤立分散化（連結率低下）にも寄与する。Ｔｉ含有量が０．０５％未満になると、微細かつ低連結率の、未再結晶フェライトおよび冷却フェライトの確保が困難になる。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、ＴｉＣの粗大化が促進されることでピン止め効果が低下し、やはり、微細かつ低連結率の、未再結晶フェライトおよび冷却フェライトの確保が困難になる。Ｔｉ含有量の範囲は、好ましくは０．０８〜０．３０％、さらに好ましくは０．１０〜０．３０％である。
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｎ：０．００６％以下（０％を含む）
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるうえ、Ｔｉと結合し粗大ＴｉＮとして析出するため、ＴｉＣのピン止め効果を低下させ、フェライトの微細化および孤立分散化（連結率低下）を阻害する。したがって、Ｎの含有量は低い方が好ましく、０．００６％以下とする。
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるうえ、Ｔｉと結合し粗大ＴｉＮとして析出するため、ＴｉＣのピン止め効果を低下させ、フェライトの微細化および孤立分散化（連結率低下）を阻害する。したがって、Ｎの含有量は低い方が好ましく、０．００６％以下とする。
本発明鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼の強化元素として有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、各元素とも０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）添加することが推奨される。ただし、各元素ともその上限値を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼の強化元素として有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、各元素とも０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）添加することが推奨される。ただし、各元素ともその上限値を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下である。
Ｃａ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．００１％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）添加することが推奨される。ただし、これらの元素はそれぞれ０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下である。
Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．００１％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）添加することが推奨される。ただし、これらの元素はそれぞれ０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下である。
次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延（以下、「熱延」ともいう。）した後、冷間圧延（以下、「冷延」ともいう。）し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しする。
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延（以下、「熱延」ともいう。）した後、冷間圧延（以下、「冷延」ともいう。）し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しする。
(1) 熱間圧延条件
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３〜［Ａｒ３＋１００℃］で圧延し、次いで、第１保持温度：Ａｒ３点以上、前記仕上げ圧延終了温度以下の温度で第１保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で第２保持温度：５００〜６５０℃まで冷却し、その温度で第２保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第２冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：３５０℃以上、５００℃未満で巻き取る。
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３〜［Ａｒ３＋１００℃］で圧延し、次いで、第１保持温度：Ａｒ３点以上、前記仕上げ圧延終了温度以下の温度で第１保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で第２保持温度：５００〜６５０℃まで冷却し、その温度で第２保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第２冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：３５０℃以上、５００℃未満で巻き取る。
＜熱延加熱温度：１２００℃以上＞
Ｔｉをオーステナイト中に十分に固溶させるためである。より好ましくは１２４０℃以上である。ただし、高くしすぎると加熱が困難になるため、上限は１３００℃とする。
Ｔｉをオーステナイト中に十分に固溶させるためである。より好ましくは１２４０℃以上である。ただし、高くしすぎると加熱が困難になるため、上限は１３００℃とする。
＜仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３〜［Ａｒ３＋１００℃］＞
オーステナイトが再結晶しない比較的低温域で仕上げ圧延することで、オーステナイトに転位を導入するためである。Ａｒ３点未満ではフェライト変態が開始し、意図する熱延組織が得られない。一方、Ａｒ３＋１００℃を超えるとオーステナイトが再結晶し、転位を含んだオーステナイトが得られない。
オーステナイトが再結晶しない比較的低温域で仕上げ圧延することで、オーステナイトに転位を導入するためである。Ａｒ３点未満ではフェライト変態が開始し、意図する熱延組織が得られない。一方、Ａｒ３＋１００℃を超えるとオーステナイトが再結晶し、転位を含んだオーステナイトが得られない。
＜第１保持温度：Ａｒ３点以上、前記仕上げ圧延終了温度以下の温度で第１保持時間：１０〜１００ｓ保持＞
オーステナイト中の転位上でＴｉＣを微細に析出させるためである。保持温度がＡｒ３点未満ではフェライト変態が開始し、意図する熱延組織が得られない。保持時間が１０ｓ未満ではＴｉＣが十分に析出せず、一方１００ｓを超えるとＴｉＣが粗大化する。
オーステナイト中の転位上でＴｉＣを微細に析出させるためである。保持温度がＡｒ３点未満ではフェライト変態が開始し、意図する熱延組織が得られない。保持時間が１０ｓ未満ではＴｉＣが十分に析出せず、一方１００ｓを超えるとＴｉＣが粗大化する。
＜第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で第２保持温度：５００〜６５０℃まで冷却し、その温度で第２保持時間：１０〜１００ｓ保持＞
ＴｉＣによるピン止め作用および低温域変態で、微細かつ低連結率のフェライトを得るためである。冷却速度が２０℃／ｓ未満では冷却中に高温域でフェライトが粗大化し連結する。保持温度が５００℃未満ではフェライトが析出せず、一方６５０℃を超えるとフェライトが粗大化し連結する。保持時間が１０ｓ未満ではフェライトの生成量が十分でなく、一方１００ｓを超えるとフェライトが粗大化し連結する。
ＴｉＣによるピン止め作用および低温域変態で、微細かつ低連結率のフェライトを得るためである。冷却速度が２０℃／ｓ未満では冷却中に高温域でフェライトが粗大化し連結する。保持温度が５００℃未満ではフェライトが析出せず、一方６５０℃を超えるとフェライトが粗大化し連結する。保持時間が１０ｓ未満ではフェライトの生成量が十分でなく、一方１００ｓを超えるとフェライトが粗大化し連結する。
＜第２冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷＞
冷却中に生成したフェライトが粗大化し連結するのを防止するため、５００℃未満へ急冷する。冷却速度が２０℃／ｓ未満、冷却終了温度が５００℃以上では、フェライトが粗大化し連結する。一方、巻取り温度が３５０℃未満では、冷間圧延工程においてフェライトに十分な量の転位を導入できる冷延率の確保が困難になる。
冷却中に生成したフェライトが粗大化し連結するのを防止するため、５００℃未満へ急冷する。冷却速度が２０℃／ｓ未満、冷却終了温度が５００℃以上では、フェライトが粗大化し連結する。一方、巻取り温度が３５０℃未満では、冷間圧延工程においてフェライトに十分な量の転位を導入できる冷延率の確保が困難になる。
＜巻取温度：３５０℃以上５００℃未満＞
冷却中に生成したフェライトが巻取り中に粗大化し連結するのを防止するため、５００℃未満で巻き取る。ただし、巻取り温度が低すぎると、冷間圧延工程においてフェライトに十分な量の転位を導入できる冷延率の確保が困難になるので、巻取り温度の下限は３５０℃とする。
冷却中に生成したフェライトが巻取り中に粗大化し連結するのを防止するため、５００℃未満で巻き取る。ただし、巻取り温度が低すぎると、冷間圧延工程においてフェライトに十分な量の転位を導入できる冷延率の確保が困難になるので、巻取り温度の下限は３５０℃とする。
(2) 冷間圧延条件
上記熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）は２０〜７０％とする。
上記熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）は２０〜７０％とする。
＜冷間圧延率：２０〜７０％＞
微細かつ孤立分散したフェライトに転位を導入して強化するためである。冷延率が２０％未満ではフェライトの転位強化が不十分であり、高強度が達成できなくなる。一方、冷延率が７０％を超えると生産率が低下することに加えて、フェライトの再結晶が促進され、未再結晶フェライトを確保できなくなる。冷延率の範囲は、より好ましくは３０〜６０％である。
微細かつ孤立分散したフェライトに転位を導入して強化するためである。冷延率が２０％未満ではフェライトの転位強化が不十分であり、高強度が達成できなくなる。一方、冷延率が７０％を超えると生産率が低下することに加えて、フェライトの再結晶が促進され、未再結晶フェライトを確保できなくなる。冷延率の範囲は、より好ましくは３０〜６０％である。
(3) 焼鈍条件
５００℃〜Ａｃ１の温度域を１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：１８００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第３冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第４冷却速度で急冷する。
５００℃〜Ａｃ１の温度域を１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：１８００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第３冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第４冷却速度で急冷する。
＜５００℃〜Ａｃ１の温度域を１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱＞
冷延されたフェライトの再結晶を抑制し、未再結晶フェライトを確保するためである。加熱速度が１０℃／ｓ未満では再結晶フェライトが生じて降伏強度が低下する。より好ましくは２０℃／ｓ以上、特に好ましくは３０℃／ｓ以上である。なお、Ａｃ１点を超える温度に到達するとフェライトの再結晶は停止しオーステナイトの生成が開始するので、Ａｃ１点までの加熱速度を管理すればよい。
冷延されたフェライトの再結晶を抑制し、未再結晶フェライトを確保するためである。加熱速度が１０℃／ｓ未満では再結晶フェライトが生じて降伏強度が低下する。より好ましくは２０℃／ｓ以上、特に好ましくは３０℃／ｓ以上である。なお、Ａｃ１点を超える温度に到達するとフェライトの再結晶は停止しオーステナイトの生成が開始するので、Ａｃ１点までの加熱速度を管理すればよい。
＜焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：１８００ｓ以下保持＞
焼鈍工程における加熱時にオーステナイトを所定量生成させることで、最終組織中に焼戻しマルテンサイトの適正な分率を確保するためである。また、該温度でフェライトとオーステナイトの混合組織にすることで、微細かつ低連結率の未再結晶フェライトが保持される。焼鈍加熱温度が［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］未満では最終組織中の焼戻しマルテンサイトの分率が不足し引張強度が低下してしまう。一方、［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］を超えると未再結晶フェライトの分率が不足して降伏強度が低下する。
焼鈍工程における加熱時にオーステナイトを所定量生成させることで、最終組織中に焼戻しマルテンサイトの適正な分率を確保するためである。また、該温度でフェライトとオーステナイトの混合組織にすることで、微細かつ低連結率の未再結晶フェライトが保持される。焼鈍加熱温度が［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］未満では最終組織中の焼戻しマルテンサイトの分率が不足し引張強度が低下してしまう。一方、［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］を超えると未再結晶フェライトの分率が不足して降伏強度が低下する。
＜該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第３冷却速度で冷却＞
微細かつ孤立分散した冷却フェライトを適正量生成させるためである。第３冷却速度が１℃／ｓ未満では冷却フェライトの分率が過大になり降伏強度が低下する。一方、第３冷却速度が１０℃／ｓを超えると冷却フェライトの分率が不足し伸びが低下する。
微細かつ孤立分散した冷却フェライトを適正量生成させるためである。第３冷却速度が１℃／ｓ未満では冷却フェライトの分率が過大になり降伏強度が低下する。一方、第３冷却速度が１０℃／ｓを超えると冷却フェライトの分率が不足し伸びが低下する。
＜５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第４冷却速度で急冷＞
ベイナイトの生成を抑制するためである。第４冷却速度が２００℃／ｓ未満ではベイナイトが生成しやすくなり、ベイナイトが生成すると、セメンタイトおよびＭＡ（martensite austenite constituent）の影響で伸びおよび伸びフランジ性が低下する。
ベイナイトの生成を抑制するためである。第４冷却速度が２００℃／ｓ未満ではベイナイトが生成しやすくなり、ベイナイトが生成すると、セメンタイトおよびＭＡ（martensite austenite constituent）の影響で伸びおよび伸びフランジ性が低下する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
焼戻しマルテンサイトの硬さを適切に制御するとともに、該焼戻しマルテンサイト中に形成されるセメンタイトを微細化し、さらに伸びフランジ性を改善するためである。焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐが低すぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが高くなり延性が十分に得られない。一方、焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐが高すぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが低下し強度が低下する。また、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐが長すぎると、セメンタイトが粗大化しすぎて伸びフランジ性が低下する。また、焼戻しパラメータξが小さすぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが高くなりすぎて、伸びフランジ性が低下する。一方、焼戻しパラメータξが大きすぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが低下しすぎて、強度が確保できなくなる。
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
焼戻しマルテンサイトの硬さを適切に制御するとともに、該焼戻しマルテンサイト中に形成されるセメンタイトを微細化し、さらに伸びフランジ性を改善するためである。焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐが低すぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが高くなり延性が十分に得られない。一方、焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐが高すぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが低下し強度が低下する。また、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐが長すぎると、セメンタイトが粗大化しすぎて伸びフランジ性が低下する。また、焼戻しパラメータξが小さすぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが高くなりすぎて、伸びフランジ性が低下する。一方、焼戻しパラメータξが大きすぎると、焼戻しマルテンサイトの硬さが低下しすぎて、強度が確保できなくなる。
下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを表２および表３に示す製造条件にて、熱間圧延で厚さ２．５ｍｍとした後、酸洗し、冷延率４４％で冷間圧延して厚さ１．４ｍｍとし、さらに熱処理（焼鈍、焼戻し）を施した。
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、焼戻しマルテンサイトの硬さ、フェライト同士連結率、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度を測定した。
また、上記各鋼板について、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、および伸びフランジ性λを測定した。なお、降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳと伸びＥＬは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
測定結果を表４および表５に示す。
これらの表に示すように、発明鋼（評価が◎または○のもの）である鋼Ｎｏ．１、２、２４、２５、２７、２８、３４〜３９は、いずれも、本発明の成分規定および組織規定の必須要件をすべて満たすとともに、降伏強度ＹＳが９００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが１０００ＭＰａ以上、伸びＥＬが１５％以上、かつ、伸びフランジ性λが５０％を充足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、降伏強度と成形性を兼備する高強度冷延鋼板が得られた。
なお、上記発明鋼のうち、鋼Ｎｏ．２４（評価が◎のもの）は、組織規定の推奨要件である、「焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記焼戻しマルテンサイト１ｍｍ２当たり５個以下」をも満たし、上記［背景技術］の項で述べた、より高度の要望レベルを満足するものである。
これに対して、比較鋼（評価が×のもの）である鋼Ｎｏ．３〜２３、２６、２９〜３３は、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、λの少なくともいずれかが劣っている。
例えば、鋼Ｎｏ．３〜２３は、製造条件のいずれかが推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する必須要件のうち少なくとも一つを満たさず、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、λの少なくともいずれかが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２６、２９〜３３は、本発明の成分を規定する要件を満たさず、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬ、λの少なくともいずれかが劣っている。
例えば、鋼Ｎｏ．２６は、Ｃ含有量が低すぎることにより、ＹＳ、ＴＳが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２９は、Ｓｉ含有量が低すぎることにより、ＹＳ、ＴＳが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．３０は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＥＬ、λが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．３１は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、固溶強化量が不足するとともに、焼入れ性が低下し適切な組織分率のフェライト−焼戻しマルテンサイト組織を確保できなくなり、ＥＬ、λは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．３２は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、逆変態温度（Ａｃ１点およびＡｃ３点）が低下して冷却フェライトの生成が少なくなり、ＹＳ、ＴＳ、λは優れているもののＥＬが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．３３は、Ｔｉ含有量が低すぎることにより、フェライトの再結晶化が進むとともに、ＴｉＣによるピン止め作用が減少して未再結晶フェライトおよび冷却フェライトが粗大化して連結し、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＥＬ、λが劣っている。
Claims (5)
- 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０〜２．４０％、
Ｍｎ：１．００〜３．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．００６％以下（０％を含む）
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを面積率で４０〜７０％含み、残部が硬さ３３０〜４５０Ｈｖの焼戻しマルテンサイトからなる組織であって、
前記フェライトは、面積率で、
平均結晶粒径が５μｍ以下の未再結晶フェライト：２０〜６０％、
平均結晶粒径が３μｍ以下の冷却フェライト：１０〜２０％、
再結晶フェライト：５％以下（０％を含む）からなり、
かつ、前記フェライトの存在形態を規定する、下記式１で定義されるフェライト同士連結率が、０．２５以下である組織を有する、
ことを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。
式１：「フェライト同士連結率」＝「フェライト粒子同士の界面との交点数」／（「フェライト粒子同士の界面との交点数」＋「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」）
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子同士の界面と交差する点の数であり、「フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面との交点数」は、上記総長１０００μｍの線分が、フェライト粒子と焼戻しマルテンサイト粒子の界面と交差する点の数である。 - 前記焼戻しマルテンサイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記焼戻しマルテンサイト１ｍｍ２当たり５個以下である、
請求項１に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％の１種または２種以上を含む、
請求項１または２に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上を含む、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
(1) 熱間圧延条件
粗圧延の後、熱延加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３〜［Ａｒ３＋１００℃］で圧延し、次いで、第１保持温度：Ａｒ３点以上、前記仕上げ圧延終了温度以下の温度で第１保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第１冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で第２保持温度：５００〜６５０℃まで冷却し、その温度で第２保持時間：１０〜１００ｓ保持し、次いで第２冷却速度：２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却終了温度：５００℃未満まで急冷し、巻取温度：３５０℃以上５００℃未満で巻き取る。
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜７０％
(3) 焼鈍条件
５００℃〜Ａｃ１の温度域を１０℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］〜［０．２Ａｃ１＋０．８Ａｃ３］にて焼鈍保持時間：１８００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを１〜１０℃／ｓの第３冷却速度で冷却した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第４冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し加熱温度Ｔｔｅｍｐ：３００〜５００℃にて、焼戻し保持時間ｔｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式２で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持する。
式２：ξ＝（Ｔｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕
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