JP2014530296A - 高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

家電製品等に用いられる極薄冷延鋼板及びその製造方法に関し、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板及びその製造方法を提供する。重量％で、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．２５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、ホウ素（Ｂ）：５〜３０ｐｐｍ、及びＦｅ及びその他不純物からなる残部を含み、組織が７０〜１００ｖｏｌ．％のベイナイト及び０〜３０ｖｏｌ．％のフェライトを含む、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板及びその製造方法である。また、極薄鋼板は高強度及び高成形性を有するため、ノート型パソコンや、ＬＣＤモニタ及びＬＣＤ、ＰＭＰ、ＬＥＤ ＴＶなどのシャーシ類の強度支持用部品はもちろんのこと、ＨＶ ５００ｇを基準として３００ＨＶ以上の高強度を必要とする高強度極薄冷延製品等に有効に活用することができる。

Description

本発明は、家電製品等に用いられる極薄冷延鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板及びその製造方法に関する。

従来の家電製品に用いられる鋼材は、一般的な低炭素鋼系を主に使用する傾向があり、成形性が重要な要素として考慮され、強度の側面は考慮されないことがある。

特に、高い成形性が求められるＥＤＤＱ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ Ｄｅｅｐ Ｄｒａｗｉｎｇ Ｑｕａｌｉｔｙ）級以上の鋼材は、却って成形性に集中して、強度を特定値以上に高めることが難しい。

しかし、最近の自動車及び家電などの冷延鋼板を主に使用する製品群の低原価化、高燃費化、スリム化などの動きにおいて最も重要なキーワードは、極薄及び高強度化である。即ち、極薄製品を使用することで、製品に使用する鋼材の総重量を減らすことができる。製品に使用する鋼材の総重量が減少すると、低原価化を実現することができる。また、より薄い製品を製造することができるため、製品のデザインも多様化することができるという長所がある。このように、極薄及び高強度化は、一石三鳥の効果をもたらすことができる。

そのため、最近では、高強度及び高成形性を有する極薄製品を開発するために多くの研究が行われている。

このような研究は、１）鋼板の製造工程中に発生する変態を利用した組織（変態）強化、２）鋼中に固溶することができる成分を制御する固溶強化、３）析出物を分散させて強度増加の効果を図る析出強化、最後に、４）焼鈍過程を経て完全に再結晶された鋼板をさらに２次圧延して加工硬化を引き起こす加工強化などに大別できる。

このような従来技術を大きく分類すると、その工程によって、２次圧延を利用する工程として、１）ＤＲ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｒｅｄｕｃｉｎｇ；２次圧延）型工程と、２次圧延を利用しない工程として、２）ＤＲ省略型工程に分けられる。即ち、上記した変態強化、固溶強化、析出強化なども、同様に２次圧延の有無によってＤＲ型工程とＤＲ省略型工程に分けることができる。

中でも、２次圧延を利用して強度を増加させるＤＲ型工程は、２次圧延による強度増加によって必然的に伴われる鋼中の転位などの欠陥が発生する。そのため、鋼板の強度は緩やかに増加するが、伸び率が急激に低下する現象を引き起こし、深絞り加工部位に適用することが難しいことがある。

実際、２次圧延を利用した鋼板の大部分は、伸び率の水準が２〜３％未満であり、低い伸び率による成形性の低下及び２次圧延時に発生する圧延粒の影響により、圧延方向にクラックが形成されるという脆弱性がある。

このような従来技術を鋼中の炭素含量で分けると、通常０．０１ｗｔ％以下の炭素含量の極低炭素鋼系、０．０１＜ｗｔ％Ｃ＜０．１の炭素含量の低炭素鋼系、０．１＜ｗｔ％Ｃ＜０．２５の炭素含量の中炭素鋼系、及び０．２５ｗｔ％以上の炭素含量の高炭素鋼系に分けることができる。

従来では、極低炭素鋼は主に缶用の鋼板として用いている。これに対する従来技術には、２次圧下の圧下率を小さくし、Ｍｎの含量を制御して強度を向上させる技術（特許文献１）と、加工性を改善するために圧下率を調節する改良特許（特許文献２）などが挙げられる。

また、Ｍｎ、Ｐ、ＴｉＣなどの固溶強化と析出強化を利用して、同じ鋼板の高温強度を向上させる特許（特許文献３、４）なども提案されている。しかし、極低炭素鋼は強度に限界があり、強度を向上させるために２次圧延を行う際に伸び率が極めて低いレベルに低下して、高成形性及び高強度の製品を生産するのに問題がある。

また、低炭素高強度鋼板の大部分は、缶用のブラックプレート［Ｂｌａｃｋ Ｐｌａｔｅ（ＢＰ）］に用いられる。これに対する従来技術には、高窒素鋼を使用し、ＤＲＭ低圧下を利用するＤＲＭ（Ｄｏｕｂｌｅ Ｒｅｄｕｃｉｎｇ Ｍｉｌｌ）の低圧下技術（特許文献５）、Ｍｎの含量を高め、連続潤滑圧延、２次圧延を利用する技術（特許文献６）、過時効処理による効果を利用する技術（特許文献７）、急速冷却による組織を利用する技術（特許文献８）などが挙げられる。

しかし、これらの従来技術も、低炭素鋼の強度レベルが低く、強度レベルが高いとしても、一般的な連続焼鈍工程では具現し難い高い冷却速度を求めたり、得られる最終の伸び率の範囲が目標範囲より低いなどの限界がある。

そして、０．２ｗｔ％以上の高炭素鋼の場合は、その殆どが初期の高い強度によりＰＣＭで圧下することが困難である上、圧下後の形状制御のためのレベリング作業が困難であるため、極薄冷延材には適用されていない。

最近、これらの概念を組み合わせて、中炭素系の鋼板において、Ｐを利用して基地組織を固溶強化すると同時に、基地組織をフェライト＋パーライトの２相組織にし、２次圧延を１０％以下に低く制御することで、強度と伸び率の組み合わせを極大化する鋼板が開発されている（特許文献９）。

特に、この特許文献９では、上記した固溶強化、組織制御、２次圧延工程を用いる加工硬化を全て利用するため、強度レベルが他の技術より高く（ＹＳ＞６５０ＭＰａ）、２次圧延量が少なくて圧延方向の成形性に優れた極薄冷延鋼板を提供する方法を提示している。

しかし、これらの特許は、２次圧延を利用するため、その工程が複雑で、圧延量が少ないとはいえ、圧延の効果により転位が発生して、圧延方向と圧延方向と垂直する方向との成形性に差が出るという問題がある。

特願１９９５−２７４５５８号 特願１９９７−２１６９８０号 特願２００２−３０７８９８号 特願２００２−２０１５７４号 特願１９９０−０５２６４２号 特願１９９６−２３９７３４号 特願１９９７−０４０８８３号 特願２００６−０７４１４０号 韓国特許出願第２００９−００８４５３０号

本発明の一目的は、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板及びその製造方法を提供することである。

本発明の他の目的は、鋼の組成及び製造条件を適切に制御することで、２次圧延を行わなくても、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板を製造することができる方法を提供することである。

本発明の一側面によると、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．２５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、ホウ素（Ｂ）：５〜３０ｐｐｍ、及びＦｅ及びその他不純物からなる残部を含み、組織が７０〜１００ｖｏｌ．％のベイナイト及び０〜３０ｖｏｌ．％のフェライトを含む、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板を提供する。

本発明の他の側面によると、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．２５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、ホウ素（Ｂ）：５〜３０ｐｐｍ、及びＦｅ及びその他不純物からなる残部を含む鋼スラブを加熱した後、Ａｒ_３温度以上で熱間仕上げ圧延し、５００〜８００℃で巻取した後、熱間圧延した鋼板を５０〜９０％の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延した鋼板を連続焼鈍ラインにおいて、７５０〜８５０℃の焼鈍温度で３０秒以上保持した後、２５０〜４５０℃の温度区間まで１０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、該温度で５０秒以上保持してから冷却する、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法を提供する。

本発明により提供される極薄鋼板は、高強度及び高成形性の特性を有するため、ノート型パソコンまたはＬＣＤ（液晶ディスプレイ）モニタ及びＬＣＤ、ＰＭＰ（携帯マルチメディアプレイヤー）、ＬＥＤ（発光ダイオード）ＴＶなどのシャーシ類の強度支持用部品はもちろんのこと、ＨＶ ５００ｇを基準として３００ＨＶ以上の高強度を必要とする高強度極薄冷延製品等に有効に活用することができる。

本発明に係る発明材と本発明の範囲から外れる比較材の光学組織写真であり、（ａ）は発明材の組織写真であり、（ｂ）は比較材の組織写真である。 本発明に係る発明材の組織を倍率を変えて示した電子顕微鏡写真であり、（ａ）は倍率１０００倍（×１０００）の組織写真であり、（ｂ）は倍率２０００倍（×２０００）の組織写真であり、（ｃ）は倍率５０００倍（×５０００）の組織写真である。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明では、遅い冷却速度で低温変態組織を得るために一般的に鋼中に添加されるＮｂ、Ｍｏ、Ｔｉなどの高価の合金元素を排除し、比較的安価の鋼中のＭｎ及びＢなどの含量を制御して高い硬化能を確保することで、より遅い冷却速度、例えば、通常の連続焼鈍炉（ＣＡＬ）での焼鈍時の冷却速度である３０℃／秒以下の速度でも焼鈍中に低温変態組織を形成することができる。

本発明鋼は、その組織が７０〜１００ｖｏｌ．％のベイナイト及び０〜３０ｖｏｌ％のフェライトを含むことを特徴とし、ベイナイト組織は、一般的な冷却速度で得られるため、マルテンサイト鋼材に比べて製造中の歪みが少なく、加工性及び成形性に優れるという長所がある。

また、本発明の鋼板は、２次圧延を行わなくても、既に硬度がＨＶ５００ｇで、硬度が２００〜２５０ＨＶ水準である２次圧延を利用した成形用高強度極薄材より３００ＨＶ以上高いが、２次圧延を行わないため、２次圧延時に現れる様々な圧延方向に対する異方性特性の発生を防ぐことができる。

以下、本発明の鋼組成について説明する（重量％）。

上記Ｃは、極薄冷延鋼板を製造する際、十分な強度を確保するための組織制御のために０．１５％以上含有されることが好ましいが、炭化物析出量の調節、鋼板の加工性、冷間圧延の可能性、形状劣化、及び焼鈍時の通板性阻害などの原因となるため、その含量の上限は０．２５％に制限することが好ましい。

上記Ｍｎは、Ａｒ_３温度を下げ、また、冷却時に硬化能を向上させて遅い冷却速度でもパーライトなどの変態相の形成を遅延させることで、通常の冷却速度でもベイナイト相を形成することができるようにする。さらに、不純物Ｓの赤熱脆性を防止するために添加される必須成分であり、該効果を示すためには１．５％以上添加することが好ましいが、冷間圧延性、スラブの脆性問題などを考慮して、その含量は２．５％以下に調節することが好ましい。上記Ａｒ_３温度は、連続焼鈍工程の冷却時に変態を起こすためのオーステナイトプールを形成するための逆変態温度である。

上記Ｂは、Ｍｎとともに硬化能を向上させて、焼鈍熱処理をする際、通常の冷却速度でもベイナイト相が形成されるようにする重要な元素で、その含量が５ｐｐｍより少ないと、その効果が期待できず、３０ｐｐｍより多いときには、粒界にボロン系析出物を過度に形成して、鋼の物性に悪影響を及ぼすため、その含量は５〜３０ｐｐｍに制限することが好ましい。

上記Ｔｉは、上記Ｂの効果をより確実に得るために添加する元素で、鋼中に残存するＮとＢの結合により形成されるボロンナイトライドの形成を抑制するためのスカベンジャーとして添加する。従って、Ｔｉの含量は、鋼中に残存するＮの含量に比例して決まり、０．０１〜０．０５％に制限することが好ましい。

上記Ｓｉは、脱酸剤及び固溶強化の役割をする元素であるが、その含量が１．０％を超えると、亀裂脆弱が発生することがある。

上記Ｃ、Ｍｎ及びＢの含量の積が１．１３＊１０^−４＜ｗｔ％Ｃ＊ｗｔ％Ｍｎ＊ｗｔ％Ｂ＜１．８７５＊１０^−３の関係を満たすことが好ましい。

上記含量の積が１．８７５＊１０^−３より大きいと、脆性が発生する恐れがあり、圧延性が低下する。また、１．１３＊１０^−４より小さいと、Ａｒ_３温度が上昇し、硬化能が低下してベイナイトが十分に形成されないことがある。

上記成分の他に、Ａｌ、Ｐ及びＳなどが含まれてもよい。

好ましくは、上記Ａｌは０．０６％まで含まれてもよく、Ｐ及びＳはそれぞれ０．０３％まで含まれてもよい。

本発明の冷延鋼板は、７０〜１００ｖｏｌ．％のベイナイト及び０〜３０ｖｏｌ．％のフェライトを含む。

上記ベイナイト組織は、一般的な冷却速度で得られるため、マルテンサイト鋼材に比べて製造中の歪みが少なくて加工性及び成形性を向上させることができる。

本発明の鋼板組織は、フェライトを３０ｖｏｌ．％まで含んでもよい。

上記フェライトは、鋼の延性を確保するための組織で、３０ｖｏｌ．％まで含んでもよい。

上記冷圧鋼板は、ｒ＝０、Ｌ−曲げ成形テストをする際、コーナー部に肉眼で観察できるクラックの数が単位ｍ当たりに２個以下であることが好ましい。

以下、本発明の冷延鋼板の製造条件について説明する。

本発明では、上記のように組成される鋼スラブを加熱した後、Ａｒ_３温度以上で熱間仕上げ圧延し、５００〜８００℃で巻取する。

本発明では、鋼スラブの加熱温度を特に限定しないが、熱間仕上げ圧延温度を安定的に確保するために、鋼スラブの加熱温度を１１００℃以上に制限することが好ましい。

上記熱間仕上げ圧延温度はＡｒ_３温度以上に限定することが好ましいが、その理由は、オーステナイト単相領域で圧延するためである。

より好ましい熱間仕上げ圧延温度は、Ａｒ_３〜９５０℃である。

上記熱間仕上げ圧延における圧下率と冷却条件は特に限定しない。上記巻取温度は、冷間圧延性を得るために５００℃以上に制限することが好ましいが、結晶粒の粗大化を防止するために８００℃以下に制限することが好ましい。

上記熱延鋼板の厚さは特に制限されないが、例えば、１．０〜３．０ｍｍが好ましい。

本発明では、析出強化型元素を多量に添加せず、巻取温度を５００℃以上に制御して熱間圧延時に硬い組織を形成させないため、熱延最終強度がそれほど高くなく、冷間圧延の際、ＰＣＭ（酸洗及び冷間圧延機）の圧延負荷を低減させることができる。

次に、上記のように、熱間圧延した熱延鋼板を５０〜９０％の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延した鋼板を連続焼鈍ラインにおいて、７５０〜８５０℃の焼鈍温度で３０秒以上保持した後、２５０〜４５０℃の温度区間（過時効温度区間）まで１０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、該温度で５０秒以上保持（過時効）してから冷却する連続焼鈍を行うことで、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板が製造される。

冷間圧延時の冷間圧下率により本発明の最終素材の厚さが決まるため、冷間圧延時の冷間圧下率は５０〜９０％に制限することが好ましい。

上記冷間圧下率が５０％未満では、目的とする厚さを確保することが困難で、９０％を超えると、圧延性が低下するという問題がある。

上記焼鈍温度が７５０℃未満では、オーステナイトへの逆変態が十分に起きず、８５０℃を超えると、ヒートバックルなどが発生しやすい。

上記保持時間が３０秒未満では、オーステナイトへの逆変態が十分に起きないため、上記保持時間は３０秒以上に制限することが好ましい。

上記冷却停止温度（過時効温度）が２５０℃未満又は４５０℃を超えると、ベイナイトが十分に形成されないため、上記冷却停止温度（過時効温度）は２５０〜４５０℃に制限することが好ましい。

そして、上記冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満では、パーライトが形成される恐れがあり、５０℃／ｓｅｃを超えると、マルテンサイトが形成される恐れがあるため、上記冷却速度は１０〜５０℃／ｓｅｃに制限することが好ましい。

好ましい冷却速度は１０〜３０℃／ｓｅｃである。

上記保持時間（過時効時間）が５０秒未満では、ベイナイトが十分に形成されないため、上記保持時間（過時効時間）は５０秒以上に制限することが好ましい。

上記連続焼鈍時の鋼板の移動速度は、微細なベイナイト相を生成させるために１００〜５００ｍ／ｍｉｎに制限することが好ましい。

本発明は、積極的な成分制御により焼鈍時に７５０〜８５０℃でオーステナイト相に逆変態を起こすことができる素材を用い、該オーステナイト相からパーライトなどの組織に変態されない状態で、２５０〜４５０℃の温度区間まで冷却し、この温度で保持時、ベイナイトへの変態を起こして鋼中に低温変態組織を形成することで、高強度極薄冷延鋼板を製造することができる。

上記のように製造された冷延鋼板は、その組織が７０〜１００ｖｏｌ．％のベイナイト及び０〜３０ｖｏｌ．％のフェライトを含む。

上記冷圧鋼板は、ｒ＝０、Ｌ−曲げ成形テストをする際、コーナー部に肉眼で観察できるクラックの数が単位ｍ当たりに２個以下であることが好ましい。

上記冷圧鋼板の厚さは特に制限されないが、例えば、０．５ｍｍ以下が好ましい。

上記したように、本発明は、高価のＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉなどの元素を排除し、比較的低原価のＭｎ及びＢなどの合金を利用して、初期強度を増加させない状態で連続焼鈍時のベイナイトへの変態を促す方法を用いることで、２次圧延を行わなくても、連続焼鈍ラインで最終目的とする強度及び成形性を得ることができる。

本発明は、低炭素系鋼で変態を起こすために５０℃／ｓｅｃ以上の急速冷却を行ってマルテンサイト組織等を活用するなどの従来技術に比べて、類似するレベルの強度でありながらマルテンサイト組織の特徴である低い成形性を克服することができ、且つせん断変態によるねじれを防止することができるという長所を有する。

また、本発明は、連続焼鈍工程において、変態時の冷却速度を通常の連続焼鈍炉（ＣＡＬ）レベルの冷却速度に下げて、高価の合金添加や速い冷却速度の効果がなくても、低温高強度変態組織が得られるという長所を有する。

また、本発明は、２次圧延を行わないため、一般的な支持用高強度極薄素材の変形モードであるＬ−曲げ時の成形特性が良く、２次圧延を行わないため、降伏強度（ＹＲ）値が高いという利点がある。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。

（実施例１）
下記表１の組成を有する鋼を熱間圧延（加熱温度：１２５０℃、仕上げ圧延温度：９００℃、熱延鋼板の厚さ：２．７ｍｍ及び巻取温度：６００℃）し、表２の製造条件で冷間圧延（１次冷間圧延の圧下率：８９％、厚さ：０．３ｍｍ）を行った後、下記表３の製造条件で焼鈍してから、降伏強度、総伸び率、硬度及び成形性（Ｌ−曲げ時のクラック発生有無）を評価した。降伏強度及び総伸び率は表２に、強度は下記表４に、成形性の評価結果（クラック発生有無）は下記表５にそれぞれ示した。

一方、発明鋼の焼鈍条件による変態量を測定し、その結果を表６に示した。

下記表２において、比較材Ａ及びＢは、２次圧下率による降伏強度及び伸び率を示し、発明材は、連続焼鈍直後に２次圧延を行わない状態の降伏強度及び伸び率を示した。

下記表５は、発明鋼と比較鋼の成形性テストの結果を示したものであり、Ｌ−曲げ実験は、クラックの形成有無がダイクリアランスに影響を与えるため、ダイ間の間隔をほぼ０にする劣悪な条件を仮定し、ｒ＝０曲げを利用して、９０度Ｌ−曲げ実験を行ったものである。

そして、焼鈍温度７００℃水準で作製された発明鋼は、目標とする高強度が得られなかったため（焼鈍温度が低くて逆変態を十分に起こすことができず、組織内のベイナイト分率が少ない結果）、成形試験のための試片は、焼鈍温度を７５０℃、７８０℃、８００℃に限定して実験し、実験は２回行った。表５において、○はクラックが発生したことを意味し、△はクラックは発生しなかったが、クラックが発生する前の段階であるネッキングが発生したことを意味し、Ｘはクラックが発生しないクリアな表面を意味する。

下記表６は、発明鋼の焼鈍条件が相変態に及ぼす影響をシミュレーションするために、ディラトメーター（膨張計）で実験した結果をもって、３５０℃過時効区間でベイナイトに変態される量を相対的に示したものである。ここで、最後の項目のノーマライズされた変態の長さは、３５０℃の過時効温度でオーステナイトがベイナイトに変態される相対的な量を示す。

下記表２及び表５において、組織Ｂはベイナイト、Ｆはフェライト、Ｐはパーライトを示す。

上記表２に示されたように、発明鋼の条件Ａを除いた発明鋼の条件Ｂ、Ｃは、比較材Ｂの２次圧延を行った後の降伏強度と伸び率を併せて比較すると、同一又は優れた物性を有することが分かる。例えば、比較鋼Ａは、６３０ＭＰａ以上の降伏強度を得るためには、４０％以上の２次圧延を行わなければならないが、このとき得られる伸び率は１．５％水準である。

また、比較鋼Ｂの場合、上記比較鋼Ａと類似する水準の降伏強度を得るためには６〜１０％の２次圧延を行うが、そのときの伸び率が６％程度と高くなることが分かる。

一方、２次圧延工程を行っていない発明鋼は、７５０℃以上の温度で焼鈍した条件Ｂ、Ｃの場合、降伏強度値が６５０ＭＰａを上回り、且つ伸び率値が５．０も上回るという特性を示している。

一方、発明鋼の条件Ａは焼鈍温度が低くて、発明鋼の条件Ｂ、Ｃに比べて降伏強度が低く、延性が５％以下と低いことが分かる。

一方、実際の極薄材の場合、極薄のために降伏強度に誤差が生じるため、強度測定の基準として、降伏強度の他に強度を多く用いている。

上記表４に示されたように、発明鋼は、強度値が比較鋼に比べて遥かに高いことが分かる。

このような現象は、一般的に強度値が鋼材の降伏強度より引張強度に比例するという事実から類推できる。２次圧延により加工硬化がある程度起きている比較鋼Ａ、Ｂに比べて、発明鋼は２次圧延を行わないため加工硬化が起きておらず、強度のあるベイナイト組織をベース組織として用いることにより、降伏比値自体が高いという特徴を有する。

例えば、比較鋼Ａ、Ｂは、引張試験の際、降伏強度に比べて引張強度が３０ＭＰａ以上増加しないが、発明鋼の条件Ａは降伏強度４９５ＭＰａで引張強度が６８３ＭＰａ、発明鋼の条件Ｂは降伏強度６５０ＭＰａで引張強度が９４９ＭＰａ、発明鋼の条件Ｃは降伏強度７９０ＭＰａで引張強度が１０３８ＭＰａであり、引張強度が７００ＭＰａ近傍である比較鋼より遥かに高い。このような高い引張強度が高い硬度値を保証し、実際極薄材の場合、その効果がさらに大きいとみることができる。これらの物性は、すべて発明鋼と比較鋼の組織の差異に因る。

発明鋼は比較鋼より高い硬度を有するが、それは発明鋼が有するベイナイト微細組織に因るものである。

即ち、比較鋼は、フェライト＋パーライトの二相組織を有し、２次圧延をすることで、強度は増加させたものの、伸び率が低下したが、発明鋼は、２次圧延を行っていないため、組織自体の伸び率を保持することができ、ベース組織の特性により強度が高いため、比較剤と同等以上の物性を確保することができるという特徴がある。

上記表５に示されたように、発明鋼は、７５０℃で焼鈍したものは様々な冷却速度でも全てクラックが発生して破断が生じたが、７８０℃以上の焼鈍温度で１５℃／秒程度の低い冷却速度で冷却した場合は、Ｌ−曲げ時またはそれより酷く曲げたときにも試片に破断が生じないことが分かった。

これに対し、比較材Ａのうち目標強度が得られる４０％の２次圧延を行った試片は、２次圧延及び曲げ後の試片に全てクラックが生じて破断し、比較材Ｂのうち１０％以下の２次圧延を行った場合は、試片にクラックは生じないが、それ以上の２次圧延を行うと、試片にクラックが生じたり、ネッキングが発生した。

従って、焼鈍温度７８０℃以上、冷却速度１５℃／秒程度の焼鈍を行った発明鋼は、比較鋼Ｂと同等の水準の成形性を有することが分かった。

上記表６に示されたように、焼鈍温度と焼鈍時間において、焼鈍後の冷却速度が速いほど、ベイナイトへの変態量は増えるが、逆変態を起こすのに重要な要素と判断された焼鈍時間は、その効果が殆どないことから、７５０℃以上の温度で３０秒以上の保持時間を有する場合、フェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に起こることが類推できる。

一方、焼鈍温度の影響は非常に大きく、焼鈍温度が増加するほど、ベイナイトに変態される比率が大幅に増加することが分かる。

このような相変態の側面からみて、８００℃の焼鈍温度で冷却速度が速いほど、ベイナイト相の形成が活発になるが、現在の連続焼鈍設備の問題上、２０℃／秒程度の低い冷却速度でも十分なベイナイト相を形成することができるため、本鋼材は、焼鈍条件を焼鈍温度７５０℃以上、焼鈍冷却速度を１０〜５０℃／秒に限定する。

このように、本発明の鋼材は、比較材に比べて、２次圧延などの追加的な工程が省略でき、２次圧延を行わないため、圧延方向の成形特性に優れ、焼鈍条件が一般的な製品を生産する連続焼鈍条件であり、強度が引張強度（ＴＳ）９００ＭＰａ以上の高強度であるという利点を有する。

（実施例２）
上記実施例１の発明材と比較材Ｂの光学組織写真を図１に、発明材の電子顕微鏡写真を図２に示した。

図１の（ａ）は発明材の組織写真で、図１の（ｂ）は比較材の組織写真であり、図２の（ａ）は１０００倍率（×１０００）の組織写真で、図２の（ｂ）は２０００倍率（×２０００）の組織写真で、図２の（ｃ）は５０００倍率（×５０００）の組織写真である。

上記発明材は８００℃で焼鈍した焼鈍条件Ｃで製造されたもので、比較材Ｂは焼鈍後に１４％の２次圧延を行ってから製造されたものである。

図１を参照すると、本発明材と比較材の組織の差が明確に分かる。比較材は黒色で示されたパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）とフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）の混合二相組織であるが、発明材は針状の単相組織である。

このような組織特性を把握するために、高倍率の電子顕微鏡で発明材の組織を観察したものが図２である。図２は、電子顕微鏡上の１０００、２０００、５０００倍率の写真であり、光学写真より鮮明であるため、針状のフェライトラス（ｆｅｒｒｉｔｅ ｌａｔｈ）の内部に炭化物が形成された典型的なベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）組織を有することが確認できた。

Claims (10)

1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．２５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、ホウ素（Ｂ）：５〜３０ｐｐｍ、及びＦｅ及びその他不純物からなる残部を含み、組織が７０〜１００ｖｏｌ．％のベイナイト及び０〜３０ｖｏｌ．％のフェライトを含む、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板。
2. 前記Ｃ、Ｍｎ及びＢの含量の積が１．１３＊１０^−４＜ｗｔ％Ｃ＊ｗｔ％Ｍｎ＊ｗｔ％Ｂ＜１．８７５＊１０^−３の関係を満たす、請求項１に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板。
3. 前記冷延鋼板の厚さが０．５ｍｍ以下である、請求項１または２に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板。
4. 前記冷延鋼板は、ｒ＝０、Ｌ−曲げ成形テストをする際、そのコーナー部に肉眼で観察できるクラックの数が単位ｍ当たりに２個以下である、請求項１または２に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板。
5. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１５〜０．２５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、ケイ素（Ｓｉ）：０．１〜１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、ホウ素（Ｂ）：５〜３０ｐｐｍ、及びＦｅ及びその他不純物からなる残部を含む鋼のスラブを加熱した後、Ａｒ_３温度以上で熱間仕上げ圧延し、５００〜８００℃で巻取した後、熱間圧延した鋼板を５０〜９０％の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延した鋼板を連続焼鈍ラインで７５０〜８５０℃の焼鈍温度で３０秒以上保持した後、２５０〜４５０℃の温度区間まで１０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、この温度で５０秒以上保持してから冷却する、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。
6. 前記Ｃ、Ｍｎ及びＢの含量の積が１．１３＊１０^−４＜ｗｔ％Ｃ＊ｗｔ％Ｍｎ＊ｗｔ％Ｂ＜１．８７５＊１０^−３の関係を満たす、請求項５に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。
7. 前記連続焼鈍時の鋼板の移動速度が１００〜５００ｍ／ｍｉｎである、請求項５または６に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。
8. 前記熱間圧延仕上げ温度がＡｒ_３〜９５０℃で、前記冷却速度が１０〜３０℃／ｓｅｃである、請求項５または６に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。
9. 熱延鋼板の厚さが１．０〜３．０ｍｍで、前記冷延鋼板の厚さが０．５ｍｍ以下である、請求項５または６に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。
10. 前記冷延鋼板は、ｒ＝０、Ｌ−曲げ成形テストをする際、そのコーナー部に肉眼で観察できるクラックの数が単位ｍ当たりに２個以下である、請求項５または６に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。