JP2017008368A - 溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。【解決手段】成分組成が、質量%で、C:0.02〜0.08%、Si:1.00〜3.50%、Mn:0.20〜1.80%、P:0%超0.100%以下、S:0%超0.010%以下、Al:0.001〜0.100%、N:0%超0.0100%以下、Ti、NbおよびVの少なくとも1種:合計で0.02〜0.30%、残部:鉄及び不可避的不純物からなるとともに、下記式(1)で規定される炭素当量Ceqが0.35%以下であり、鋼組織が、フェライト(α)を面積率で85〜90%含むとともに、鋼中に存在するTi、Nb及びVの少なくとも1種を含む炭化物の平均粒径が円相当直径で15nm以下であり、さらに、前記αについて、KAM値が0.3°以下の領域の存在割合:5%以下、0.3°超1.0°以下の領域の存在割合:60〜75%、1.0°超1.5°以下の領域の存在割合:15〜25%、1.5°超の領域の存在割合:25%以下である高強度冷延鋼板。Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(1)[但し、C,…,Vは含有量(質量%)]【選択図】なし

Description

本発明は、自動車部品等に用いられる、溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板に関する。

自動車用部品に供される鋼板は、燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化および部品強度確保を両立するために鋼板の高強度化が求められている。そのため、鋼板の引張強度（ＴＳ）を７８０ＭＰａ以上に高強度化することが要請されている。さらに、衝突安全性を考慮した場合、鋼板の降伏強度（ＹＳ）を高めることも要求されており、具体的にはＹＳが７００ＭＰａ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、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上、かつ、ＹＳ：７００ＭＰａ以上の強度において、全伸び（ＥＬ）が１５％以上のものが要望されている。また、自動車用部品として使用される鋼板には溶接性が良好であることも求められている。溶接性は鋼の成分により規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が低いほど良好になることが知られている。そのため、Ｃｅｑを低く保った成分系において、上記機械的特性を確保できる高強度冷延鋼板が求められている。

ＴＳ、ＹＳを高めつつ、良好なＥＬを有する鋼としてＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼などの複合組織鋼が知られている。これらの複合組織鋼は、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質組織で高強度化しつつ、軟質なフェライトの延性を活用してＥＬを向上させている。複合組織鋼はＴＳおよびＥＬバランスの向上に有効であるが、軟質なフェライトが先に降伏するため、ＴＳの強度クラスに対して相対的にＹＳが低くなる問題がある。ＹＳ７００ＭＰａを確保するには、多量の硬質相を導入する必要があり、そのためにＣｅｑが高くなり、機械的特性と溶接性の両立が困難である。

例えば、特許文献１には、高い延性と高い伸びフランジ性を有する高強度冷延鋼板が開示されているが、その実施例に記載されているとおり、ＹＳ７００Ｍａ以上に高ＹＳ化するには、ＴＳを１２１０ＭＰａ以上に高ＴＳ化する必要があり、そのために炭素をはじめとする多量の合金元素を添加する必要があり、Ｃｅｑが０．７４％に高められている（同文献の実施例中の鋼板Ｎｏ．４０参照）。

また、特許文献２には、形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板およびその製造方法が開示されているが、その実施例に記載されているとおり、ＹＳ７００ＭＰａ以上に高ＹＳ化するには、ＴＳを１０８４ＭＰａ以上に高ＴＳ化する必要があり、Ｃｅｑが０．５４％に高められている（同文献の実施例中の鋼種Ｌ−１およびＬ−２参照）。

特開２００３−１８３７７５号公報 特開２００３−５５７３９号公報

そこで本発明の目的は、溶接性を確保しつつ上記要望レベルの機械的特性を満足し得る、溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供することにある。

本発明の第１発明に係る溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：１．００〜３．５０％、
Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、
Ｐ：０％超０．１００％以下、
Ｓ：０％超０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｎ：０％超０．０１００％以下、
Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種：合計で０．０２〜０．３０％、
残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
下記式（１）で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以下であり、
鋼組織が、面積率で、
フェライト：８５〜９５％、
ベイナイト：５〜１５％
を含むとともに、
鋼中に存在するＴｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物の平均粒径が円相当直径で１５ｎｍ以下であり、
さらに、鋼組織について、
ＫＡＭ値が０．３°以下の領域の存在割合：５％以下、
ＫＡＭ値が０．３°超１．０°以下の領域の存在割合：６０〜７５％、
ＫＡＭ値が１．０°超１．５°以下の領域の存在割合：１５〜２５％、
ＫＡＭ値が１．５°超の領域の存在割合：２５％以下である、
ことを特徴とするものである。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・式（１）
ただし、式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、各元素の含有量（質量％）を示す。

本発明の第２発明に係る溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板は、
上記第１発明において、
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．２０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ：０．００００１〜０．００１％の少なくとも１種を含むものである。

本発明の第３発明に係る溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板は、
上記第１または第２発明において、
成分組成が、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の少なくとも１種を含むものである。

本発明によれば、炭素当量Ｃｅｑを０．３５％以下とすることで、溶接性を確保しつつ、面積率８５％以上のフェライトを主相とする組織に少量のベイナイトを導入したフェライト鋼において、Ｓｉを多量含有させることで固溶強化するとともに、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物を微細化して分散させることで析出強化したうえで、さらに、ＫＡＭ値が０．３°以下の領域に相当する再結晶フェライトと、ＫＡＭ値が０．３°超１．０°以下の領域に相当する軟質な粗大フェライトと、ＫＡＭ値が１．０°超１．５°以下の領域に相当する硬質フェライトと、ＫＡＭ値が１．５°超の領域に相当する未回復フェライトの各存在割合を適正化することで、転位強化ないし微細化強化することにより、上記要望レベルの機械的特性を備えた、溶接性と加工性を兼備する高強度冷延鋼板を提供できるようになった。

鋼組織におけるＫＡＭ値の頻度分布を示すグラフ図である。

本発明者らは、良好な溶接性を確保しうる、炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以下の成分系において、高いＴＳ、ＹＳおよびＥＬを発現できる高強度冷延鋼板について鋭意検討を行った。その結果、多量の合金元素添加を必要とする硬質相に頼ることなく、面積率８５％以上のフェライトを主相とする組織に少量のベイナイトを導入したフェライト鋼にて適切な組織制御を行えば、所望の機械的特性と良好な溶接性を両立しうることを見出した。

すなわち、以下の思考フローにて、フェライトに対して、固溶強化、析出強化、転位強化および微細化強化を組み合わせて適用することで、低合金成分系においてもＴＳ−ＹＳ−ＥＬバランスを確保しうることを着想した。

まず、Ｓｉを多量含有させることで、フェライトを固溶強化し、ＴＳ−ＹＳ−ＥＬバランスを高める。

ついで、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物をフェライト中に微細化して分散させることでフェライトを析出強化し、ＴＳ−ＹＳ−ＥＬバランスをさらに高める。

ここで、フェライト鋼において所望の機械的特性を発現させるためには、上記に加えて、複相組織鋼で活用される思想である、硬質組織と軟質組織の混合組織の形成を、フェライト鋼にても実現することが有効であると考えた。

そこで、Ｓｉの多量含有に加え、ＣおよびＭｎ含有量を適切化し、さらに、熱延条件を制御することで、熱延組織中に微細なフェライトと粗大なフェライトを形成させる。このように熱延組織中に粒度が顕著に異なる、微細なフェライトと粗大なフェライトを形成させておくことで、冷延工程において、微細なフェライト中には多量の転位が導入される一方、粗大なフェライト中には比較的少量の転位が導入される。冷延ままでは高転位密度の微細なフェライトが鋼の延性を阻害するが、上記冷延組織を適切な条件で回復焼鈍することで、高転位密度の微細フェライトを、延性を有しかつ高強度化に寄与する硬質フェライト化する一方、粗大なフェライトは転位組織を残存させたまま適度な強度を有する軟質組織化する。硬質フェライト組織は、高ＴＳ化、高ＹＳ化に寄与するとともに、回復組織化により高強度化に伴うＥＬ低下を最少化できる。また、適度に転位を含む粗大フェライト組織は、固溶強化・析出強化に加えて適度に転位強化されているため、ＴＳおよびＹＳを低下させずに、高ＥＬ化に寄与する。以上のようにして、フェライトに対して、固溶強化、析出強化、転位強化および微細化強化を組み合わせて適用することで、低合金成分系においてもＴＳ−ＹＳ−ＥＬバランスを確保することができる。

以上の思考フローに基づき検討を行った結果、硬質フェライト組織は、ＫＡＭ値が１．０°超１．５°以下の領域に、軟質な粗大フェライト組織は、ＫＡＭ値が０．３°超１．０°以下の領域に、それぞれ相当することが判明した。複合組織鋼の思想と同様、硬質フェライトと軟質フェライトの存在割合を適正化することが重要である。そこで、さらに検討を進めた結果、上記要望レベルの機械的特性を確保するためには、ＫＡＭ値が０．３°超１．０°以下の領域の存在割合を６０〜７５％とするとともにＫＡＭ値が１．０°超１．５°以下の領域の存在割合を１５〜２５％とすればよいことを見出した。

なお、十分に回復していないフェライト（以下、「未回復フェライト」、あるいは「加工フェライト」ともいう。）が導入された場合、ＥＬが低下する。検討の結果、該フェライトはＫＡＭ値が１．５°超の領域に相当することが判明したため、該領域の導入量を２５％以下に制限した。また、フェライトの再結晶が進行した場合、ＹＳおよびＴＳが低下する。該フェライトはＫＡＭ値が０．３°以下の領域に相当することが判明したため、該領域の導入量を５％以下に制限した。

また、少量のベイナイトを熱延組織に導入することで、回復焼鈍後の最終組織までベイナイトを残存させることができ、ＴＳ−ＥＬバランスを最大化できるため、面積率で５〜１５％のベイナイトを導入した。

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〕
本発明鋼板は、フェライトを主相としつつ、少量のベイナイトを導入し、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含む炭化物が微細に分散されているとともに、前記フェライトを構成する、硬質フェライト、粗大フェライト、再結晶フェライトおよび未回復フェライトの各存在割合が所定範囲に規定されている点に特徴を有するものである。

＜面積率で、フェライト：８５〜９５％、ベイナイト：５〜１５％＞
フェライトを主相とし、その組織形態を制御しつつ、少量のベイナイトを導入することで、上記要望レベルの機械的特性を得るため、フェライトの面積率を８５〜９５％、ベイナイトの面積率を５〜１５％とする。残部として、パーライト、マルテンサイトおよびセメンタイトの含有が許容される。

＜鋼中に存在するＴｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物の平均粒径：円相当直径で１５ｎｍ以下＞
Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物を微細に分散させることで、フェライトを析出強化し、高強度化に寄与する。また、これらの微細炭化物は焼鈍工程においてピン止め効果にてフェライトの粗大化を抑制することで、微細結晶フェライトの形成に寄与する。これらの効果を有効に発揮させるため、該炭化物の平均粒径は円相当直径で１５ｎｍ以下、好ましくは１４ｎｍ以下、さらに好ましくは１２ｎｍ以下とする。

＜ＫＡＭ値が０．３°以下の領域の存在割合：５％以下＞
ＫＡＭ値が０．３°以下の領域は、再結晶フェライトの領域に相当する。再結晶フェライトが導入されると、ＹＳ、ＴＳが低下するため、その導入量を５％以下、好ましくは４％以下、さらに好ましくは３％以下に制限する。ここに、ＫＡＭ値とは、Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値のことである。

＜ＫＡＭ値が０．３°超１．０°以下の領域の存在割合：６０〜７５％＞
ＫＡＭ値が０．３°超１．０°以下の領域は、粗大なフェライトの領域に相当する。該組織領域の存在割合を６０〜７５％とすることで、ＥＬを高めつつ、ＴＳ、ＹＳの低下を防止することができる。

＜ＫＡＭ値が１．０°超１．５°以下の領域の存在割合：１５〜２５％＞
ＫＡＭ値が１．０°超１．５°以下の領域は、微細で多量に転位が導入されたフェライトが回復組織化した領域（硬質フェライト）に相当する。回復組織は、光学顕微鏡や走査型顕微鏡（ＳＥＭ）などで直接的に定量化することが困難である。当該領域に対して種々の分析を実施した結果、ＥＢＳＰ測定にてＫＡＭ値をマッピングしたとき、ＫＡＭ値が１．０°超１．５°以下の領域がフェライト回復組織の領域に相当することを見出した。該組織領域の存在割合を１５〜２５％とすることで、ＴＳ、ＹＳを高めつつ、ＥＬの低下を最小限とすることができる。

＜ＫＡＭ値が１．５°超の領域の存在割合：２５％以下＞
ＫＡＭ値が１．５°超の領域は、回復が進行していない冷延組織ままのフェライト（加工フェライト）に相当し、ＥＬを低下させるため、その導入量を２５％以下、好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１５％以下に制限する。

以下、各相の面積率、鋼中に存在するＴｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含む炭化物の平均粒径、ならびに、ＫＡＭ値が各所定範囲の領域の存在割合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〕
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、板厚１／４部の概略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、黒い領域のうちラス状組織の部分をベイナイト、残りの部分をフェライトとそれぞれ定義し、ベイナイト以外の第２相が存在する場合には、ラメラ状組織の部分をパーライト、白く粒子状に観察される部分をセメンタイトとそれぞれ定義した。そして、点算法で１視野につき１００点の測定を行って各視野における各相の面積率を算出し、５視野の平均値を各相の面積率とした。また、レペラ腐食の後、板厚１／４部の概略８０μｍ×８０μｍ領域５視野について倍率１０００倍の光学顕微鏡像を観察し、白く観察される組織をマルテンサイトと定義した。そして、点算法で１視野につき１００点の測定を行って各視野におけるマルテンサイトの面積率を算出し、５視野の平均値をマルテンサイトの面積率とした。

〔鋼中に存在するＴｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物の平均粒径の測定方法〕
抽出レプリカサンプルを作製し、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）像を観察した。そして、ＴＥＭの画像のコントラストから黒い部分をＥＤＸにて分析し、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物であることを確認した後、それらの粒子をマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）^１／２）を算出し、それらの円相当直径を算術平均して平均粒径とした。

〔ＫＡＭ値が各所定範囲の領域の存在割合の測定方法〕
板厚１／４部の概略５０μｍ×５０μｍの領域５視野について、ＳＥＭに付属のＥＢＳＰにて、０．２μｍステップで電子線後方散乱回折像を測定し、それを解析ソフト（テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステム）を用いて各測定点におけるＫＡＭ値を算出し、全５視野についてそれらのＫＡＭ値を０．１°刻みで集計した頻度分布（図１参照）を解析し、ＫＡＭ値が各所定範囲の領域の存在割合を求めた。なお、ＫＡＭ値が０°の点は解析から除外した。

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：０．０２〜０．０８％
Ｃは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物を微細に分散させてフェライトを析出強化するために必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃを０．０２％以上、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０４％以上含有させる必要がある。ただし、Ｃを過剰に含有させると、炭素当量Ｃｅｑを高めてしまい溶接性を低下させることに加え、熱延組織中において粗大なフェライト粒の生成を抑制し、焼鈍組織で転位を含む粗大なフェライト組織が得られなくなるため、Ｃの含有量は０．０８％以下、好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。

Ｓｉ：１．００〜３．５０％
Ｓｉは、フェライトを固溶強化し、ＥＬを低下させずに高ＴＳ化、高ＹＳ化に寄与する有用な元素である。また、Ｓｉは、熱延組織中に粗大なフェライト粒を生成させ、焼鈍組織で転位を含む粗大なフェライト組織の確保にも寄与する。これらの作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉを１．００％以上、好ましくは１．５０％以上、さらに好ましくは２．００％以上含有させる必要がある。ただし、Ｓｉを過剰に含有させると、過度な固溶強化のためにＥＬが低下するため、Ｓｉの含有量は３．５０％以下、好ましくは３．３０％以下、さらに好ましくは３．００％以下とする。

Ｍｎ：０．２０〜１．８０％
Ｍｎは、焼鈍工程における再結晶フェライト粒の粗大化を抑制し、微細なフェライト組織導入に寄与する有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｎを０．２０％以上、好ましくは０．４０％以上、さらに好ましくは０．６０％以上含有させる必要がある。ただし、Ｍｎを過剰に含有させると、焼鈍中にオーステナイトが生成し、焼鈍後の組織にマルテンサイトが含有されるため、ＥＬが低下する。また、熱延組織中において粗大なフェライト粒の生成を抑制し、焼鈍組織で転位を含む粗大なフェライト組織が得られなくなる。このため、Ｍｎの含有量は１．８０％以下、好ましくは１．６０％以下、さらに好ましくは１．４０％以下とする。

Ｐ：０％超０．１００％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、ＥＬを劣化させるので、０．１００％以下、好ましくは０．０３０％以下とする。

Ｓ：０％超０．０１０％以下
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となることでＥＬを低下させるので、０．０１０％以下、好ましくは０．００５％以下とする。

Ａｌ：０．００１〜０．１００％
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、０．１００％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。

Ｎ：０％超０．０１００％以下
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曲げ性を低下させるうえ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと結合し粗大が窒化物として析出するため、微細な炭化物の析出強化効果を低下させ、フェライトの高強度化を阻害する。したがって、Ｎの含有量は低い方が好ましく、０．０１００％以下とする。

Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種：合計で０．０２〜０．３０％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは微細な炭化物として分散することで、フェライトを析出強化し、高強度化に寄与する有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素は合計で０．０２％以上、好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０６％以上含有させる必要がある。ただし、これらの元素を過剰に含有させると、スラブ加熱時に全量固溶させることができなくなり、析出強化能が飽和するため、０．３０％以下、好ましくは０．２８％以下、さらに好ましくは０．２６％以下とする。

炭素当量Ｃｅｑ：０．３５％以下
鋼板の溶接性を確保するため、下記式（１）で規定される炭素当量Ｃｅｑを０．３５％以下、好ましくは０．３４％以下、さらに好ましくは０．３３％以下とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・式（１）
ただし、式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、各元素の含有量（質量％）を示す。

本発明鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄およ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：０．０１〜０．２０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ：０．００００１〜０．００１％の少なくとも１種
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、各元素ともその下限値以上含有させることが推奨される。より好ましくはＣｒ：０．０２％以上、Ｍｏ：０．０２％以上、Ｃｕ：０．０２％以上、Ｎｉ：０．０２％以上、Ｂ：０．０００１％以上である。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：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｂ：０．０００６％以下である。

Ｃａ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の少なくとも１種
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％以上含有させることが推奨される。ただし、これらの元素はそれぞれ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)〜(３)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、焼鈍する。

(１) 熱間圧延条件
スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上に加熱し、仕上圧延温度：７８０〜８７０℃で圧延し、次いで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で巻取温度：５５０℃未満まで急冷し、その温度で巻き取る。

＜スラブ加熱温度：１２００℃以上＞
合金元素を均一に固溶させるため、スラブを１２００℃以上、より好ましくは１２２０℃以上、さらに好ましくは１２４０℃以上に加熱する。特に鋳造工程で粗大に析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも１種を含有する炭化物を完全に固溶させ、続く工程で微細に析出させるためにスラブ加熱温度の下限管理が重要である。スラブ加熱温度が１２００℃未満ではＴｉ等を含む炭化物が粗大化して析出強化作用が不足するとともに、再結晶フェライトの粗大化が起こり、ＴＳ、ＹＳが低下する。ただし、加熱温度を高くしすぎると加熱が困難になるので、実質的なスラブ加熱温度の上限は１２８０℃である。なお、スラブは鋳造後、一旦冷却されたものでもよいし、鋳造後、加熱炉に直送されたものでもよい。

＜仕上圧延温度：７８０〜８７０℃＞
通常より低温にて仕上圧延することで、鋼組織中に部分的に粗大フェライトを導入する。粗大フェライトが生成するメカニズムは明らかになっていないが、以下のように推定される。すなわち、ＣとＭｎの含有量を制限したうえで、Ｓｉを多量に含有させた成分系に対して、仕上圧延温度を低温化することで、仕上圧延までに鋼組織の一部でフェライトが生成する。生成したフェライトは仕上圧延にて加工を受け、導入された歪を核にして粗大なフェライトが形成されるものと推定される。仕上圧延温度が７８０℃未満または８７０℃超では、変形したフェライトから形成される粗大なフェライトの割合が低下する。仕上圧延温度のより好ましい範囲は８００〜８６０℃である。

＜巻取温度までの平均冷却速度：２０℃／ｓ以上＞
粗大なフェライトに続き、微細なフェライトを形成させるためである。平均冷却速度が２０℃／ｓ未満では、微細なフェライトが形成されないため、焼鈍後において高強度化に寄与する硬質な回復組織が得られず、ＹＳ、ＴＳが低下する。巻取り温度までの平均冷却速度はより好ましくは２４℃／ｓ以上、さらに好ましくは２８℃／ｓ以上である。

＜巻取温度：５５０℃未満＞
粗大フェライトおよび微細フェライトの導入に引き続き、ベイナイトを導入するために、巻取温度は５５０℃未満とする。巻取温度が５５０℃以上になると、ベイナイトが生成せずに、焼鈍後においてＴＳ−ＥＬバランスが低下する。なお、巻取後の冷却条件は特に限定されない。

(２) 冷間圧延条件
上記熱延後は酸洗してから冷間圧延を行うが、その冷延率は２０％以上とする。

＜冷延率：２０％以上＞
通常の酸洗の後、冷延率２０％以上にて冷間圧延を行うことで、粗大フェライトおよび微細フェライト中に転位を導入する。このとき、フェライトのサイズに顕著な差異があるため、粗大フェライトに比べ微細フェライトに特に多量の転位を導入することができる。冷延率２０％未満では微細フェライトに導入される転位が不足し、焼鈍中に高強度化に寄与する回復組織が得られず、ＹＳ、ＴＳが低下する。冷延率の上限は特に規定しないが、実質的に９０％以上の加工は困難である。冷延率はより好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上である。

(３) 焼鈍条件
上記冷延後、均熱温度：６００〜７８０℃にて均熱時間：１０〜６００ｓ保持して焼鈍する。

＜均熱温度：６００〜７８０℃にて均熱時間：１０〜６００ｓ保持＞
焼鈍工程にて回復焼鈍を行い、回復組織を生成させつつ、転位を含んだ粗大なフェライトを残存させる。均熱温度が６００℃未満または均熱時間が１０ｓ未満では、フェライトの回復が十分に進行せず、加工フェライトが多量に残存し、ＥＬが低下する。一方、均熱温度が７８０℃超または均熱時間が６００ｓ超では、再結晶フェライトが生成し、ＹＳ、ＴＳが低下する。均熱温度のより好ましい範囲は６２０〜７６０℃、均熱時間のより好ましい範囲は２０〜４００ｓである。なお、均熱温度までの昇温条件および焼鈍後の冷却条件は特に限定されない。焼鈍後、水焼入れを行ってもよいし、ガスジェットで空冷してもよい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

試験はラボ装置にて実施した。下記表１に示す成分の鋼を溶製した後、熱間圧延で板厚３０ｍｍのスラブにし、下記表２に示す製造条件で、前記スラブを熱間圧延にて板厚４．０ｍｍの熱延板に仕上げ、酸洗の後、冷間圧延にて板厚２．０ｍｍの冷延板とした。ただし、製造Ｎｏ．７については熱間圧延の仕上げ板厚を２．３５ｍｍとして、板厚２．０ｍｍに冷延することで、冷延率を変化させた。また、熱延板の巻取りは、巻取り温度に到達後、巻取り温度に保持された炉に挿入し、炉冷することで熱延板の巻取りを模擬した。焼鈍工程の模擬は、ソルトバスにて行った。焼鈍加熱温度に保持されたソルト中に冷延板を浸漬し、浴温に到達してから所定の時間保持し、その後放冷した。

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、鋼中に存在するＴｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物の平均粒径、ならびに、ＫＡＭが各所定範囲の領域の存在割合を測定した。

また、上記各鋼板について、引張試験により、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、および、全伸びＥＬを測定した。なお、引張試験は、圧延方向と直角方向に長軸を取って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。

測定結果を表３に示す。同表において、機械的特性として、降伏強度ＹＳが７００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上、全伸びＥＬが１５％以上の全てを満たすものを合格（評価：○）し、１つでも満たさないものを不合格（評価：×）とした。

この表に示すように、発明鋼（評価が○のもの）である鋼Ｎｏ．２、１４、１５、１８、２１〜２７は、いずれも、本発明の成分規定および組織規定の要件をすべて満たすとともに、降伏強度ＹＳが７００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上、全伸びＥＬが１５％以上を充足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、溶接性と成形性を兼備する高強度冷延鋼板が得られた。

これに対して、比較鋼（評価が×のもの）である鋼Ｎｏ．１、３〜１３、１６、１７、１９、２０は、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬの少なくともいずれかが劣っている。

例えば、鋼Ｎｏ．３〜１１は、本発明の成分規定の要件を満足するものの、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要件のうち少なくとも一つを満たさず、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬの少なくともいずれかが劣っている。

例えば、鋼Ｎｏ．３は、スラブ加熱温度が低すぎることにより、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物が粗大化し、ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．４は、仕上圧延温度が高すぎることにより、粗大フェライトが不足し、ＥＬ、ＴＳは優れているものの、ＹＳが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．５は、巻取温度までの平均冷却速度が小さすぎることにより、回復組織が不足し、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬのいずれもが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．６は、巻取温度が高すぎることにより、ベイナイトが生成せず、ＹＳ、ＴＳは優れているものの、ＥＬが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．７は、冷延率が小さすぎることにより、回復組織が不足し、ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．８は、均熱温度が低すぎることにより、加工フェライトが過剰に残存し、ＹＳ、ＴＳは優れているものの、ＥＬが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．９は、均熱温度が高すぎることにより、再結晶フェライトが過剰に生成し、ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１０は、均熱時間が短すぎることにより、加工フェライトが過剰に残存し、ＹＳ、ＴＳは優れているものの、ＥＬが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．１１は、均熱時間が長すぎることにより、再結晶フェライトが過剰に生成し、ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１、１２，１３、１６、１７、１９、２０は、推奨の製造条件を満たすものの、本発明の成分を規定する要件を満たさず、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬの少なくともいずれかが劣っている。

例えば、鋼Ｎｏ．１（鋼種Ａ）は、Ｃ含有量が低すぎることにより、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物が形成されず、ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．１２（鋼種Ｃ）は、Ｃ含有量が高すぎることにより、炭素当量Ｃｅｑが高くなりすぎて溶接性が劣るとともに、粗大フェライトが不足し、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＥＬが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１３（鋼種Ｄ）は、Ｓｉ含有量が低すぎることにより、粗大フェライトが不足し、ＴＳは優れているものの、ＹＳ、ＥＬが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．１６（鋼種Ｇ）は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、過度の固溶強化によって、ＹＳ、ＴＳは優れているものの、ＥＬが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１７（鋼種Ｈ）は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、微細フェライトが不足し、ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．１９（鋼種Ｊ）は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトが過剰に形成されるとともに、粗大フェライトが不足し、ＴＳは優れているもののＹＳ、ＥＬが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．２０（鋼種Ｋ）は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを添加していないことにより、これらの元素の微細炭化物による析出強化作用が得られず、ＥＬは優れているものの、ＹＳ、ＴＳが劣っている。

ちなみに、図１に発明鋼と比較鋼のＫＡＭ値分布の相違を比較して例示する。発明鋼（鋼Ｎｏ．２）と比較鋼（鋼Ｎｏ．１３）は、上記表２に示したように製造条件は同一であるものの、比較鋼（鋼Ｎｏ．１３）は上記表１に示したようにＳｉ含有量が不足するものである。このため、比較鋼（鋼Ｎｏ．１３）では、粗大フェライト組織に相当する、ＫＡＭ値が０．３°超１．０°以下の領域の頻度が、発明鋼（鋼Ｎｏ．２）に比較して大幅に低くなっているのが認められる。

Claims (3)

1. 成分組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０２〜０．０８％、
   Ｓｉ：１．００〜３．５０％、
   Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、
   Ｐ：０％超０．１００％以下、
   Ｓ：０％超０．０１０％以下、
   Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
   Ｎ：０％超０．０１００％以下、
   Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種：合計で０．０２〜０．３０％、
   残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
   下記式（１）で規定される炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以下であり、
   鋼組織が、面積率で、
   フェライト：８５〜９５％、
   ベイナイト：５〜１５％
   を含むとともに、
   鋼中に存在するＴｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種を含む炭化物の平均粒径が円相当直径で１５ｎｍ以下であり、
   さらに、鋼組織について、
   ＫＡＭ値が０．３°以下の領域の存在割合：５％以下、
   ＫＡＭ値が０．３°超１．０°以下の領域の存在割合：６０〜７５％、
   ＫＡＭ値が１．０°超１．５°以下の領域の存在割合：１５〜２５％、
   ＫＡＭ値が１．５°超の領域の存在割合：２５％以下である、
   ことを特徴とする溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・式（１）
   ただし、式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、各元素の含有量（質量％）を示す。
2. 成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｃｒ：０．０１〜０．２０％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
   Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、
   Ｎｉ：０．０１〜０．２０％、
   Ｂ：０．００００１〜０．００１％の少なくとも１種を含む、
   請求項１に記載の溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板。
3. 成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
   ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の少なくとも１種を含む、
   請求項１または２に記載の溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板。