JP4716359B2 - 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、詳細には引張強度と伸び（全伸びのこと）のバランス、および引張強度と均一伸びのバランスに優れた高強度冷延鋼板、並びに当該鋼板を製造するための有用な方法に関するものである。より具体的には、本発明の高強度冷延鋼板は、引張強度［ＴＳ（ＭＰａ）］と伸び［ＥＬ（％）］の積が２３０００以上で、且つ引張強度（ＴＳ）［ＴＳ（ＭＰａ）］と均一伸び［ｕ−ＥＬ（％）］の積が１４７００以上を満足するものである。尚、本発明上記鋼板は、自動車、電機、機械等といった様々な産業分野で広く有効に活用されるのであるが、以下では代表的な用途例として、自動車の車体に使用する場合を中心に説明を進める。
自動車の衝突安全性と軽量化を高次元で両立することを目的に、より高強度で且つ高延性の高張力鋼（ハイテン）が必要とされている。殊に、自動車ボディ骨格部品の薄肉化と共に、強度向上による衝突安全性の確保が重要な課題となっている。
特に最近では、ＣＯＰ３（１９９７年温暖化防止国際会議）や排ガス規制（欧州’０８年、国内’０８）への対応として、ハイテン化による軽量化が強力に進められている。また、車体側面への衝突規制への厳格化（例えば、’０５年、米国安全基準強化）の高まりに伴い、より高強度のハイテン化（例えば、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上のいわゆる超ハイテン）が求められるようになっている。但し、高強度鋼板といえども成形性に対する要求も強く、夫々の用途に応じ、適切な成形性を兼ね備えていることが求められている。
しかしながら、自動車ボディ用途で用いられる部品のうち、例えば衝突安全性を左右するメンバー類、ピラー類は形状が一層複雑なものであるため、従来のＤＰ鋼（Dual-phase steel）の機械的特性（例えば、引張強度ＴＳ：９８０ＭＰａ、伸びＥＬ：１５％、ＴＳ×ＥＬ＝１４７００ＭＰａ・％）では、適切な成形性を確保することができないという問題がある。
一方、優れた延性を示す高強度鋼板として、ＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity；変態誘起塑性）鋼板が注目されている。ＴＲＩＰ鋼板は、オーステナイト組織が残留しており、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイト（γR）がマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる鋼板であり、例えば、ポリゴナル・フェライトを主相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型複合組織鋼（ＴＰＦ鋼）や、ベイニティック・フェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型ベイナイト鋼（ＴＢＦ鋼）等が知られている。
このうちＴＢＦ鋼は古くから知られており（例えば非特許文献１等）、硬質のベイナイト組織によって高強度が得られ易い；当該ベイナイト組織中には、ラス状のベイニティック・フェライトの境界に微細な残留オーステナイトが生成し易いことから、非常に優れた伸び（全伸び）が得られるといった特徴がある。また、ＴＢＦ鋼は、１回の熱処理（連続焼鈍工程またはめっき工程）によって容易に製造できるという製造上のメリットもある。
ところが従来のＴＢＦ鋼では、全伸び（ＥＬ）は非常に高い特性が得られるものの、均一伸びの観点からすれば、未だ満足のいく特性が得られているとはいえない。特に、上記のようなメンバー類やピラー類では、張出し成形を伴う部品であることから、張出し性を高めるために重要な均一伸び（ｕ−ＥＬ）が優れていることが要求されるが、これまで提案されているＴＢＦ鋼では高い均一伸びが得られているとはいえず、更なる特性の改善が切望されている。
NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT（日新製鋼技報）、No. 43、Dec. 1980、p.1-10
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、引張強度と伸びのバランス、および引張強度と均一伸びのバランスに優れ、張出し成形を伴う自動車用メンバー類やピラー類の素材として最適な高強度冷延鋼板、並びにこうした高強度鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。
本発明に係る成形性に優れた高強度冷延鋼板は、質量％で（以下、化学成分について同じ）、
Ｃ ：０．１０〜０．２８％、
Ｓｉ：１．０〜２．０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
を含有し、
組織は、全組織に対する占積率で、
ベイニティック・フェライト：３０〜６５％、
ポリゴナル・フェライト：３０〜５０％
残留オーステナイト：５〜２０％を満たす
ところに要旨を有するものである。
本発明の高強度冷延鋼板には、必要によって、更に（ａ）Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素、（ｂ）Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）、等を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて冷延鋼板の特性が更に改善される。また本発明には、上記冷延鋼板の他に、当該冷延鋼板にめっきが施されためっき鋼板も包含される。
一方、本発明の冷延鋼板を製造するに当っては、熱間圧延および冷間圧延を終了した鋼板を、Ａ3変態点（Ａ3）以上の温度に加熱して均熱化した後、１〜１０℃／秒の平均冷却速度で、下記（１）式で示される温度Ｔｑまで一旦冷却した後、この温度から１１℃／秒以上の平均冷却速度でベイナイト変態温度域まで急冷するようにすれば良い。
Ａ3−２５０（℃）≦Ｔｑ≦Ａ3−２０（℃） …（１）
本発明によれば、引張強度［ＴＳ（ＭＰａ）］と伸び［ＥＬ（％）］の積が２３０００以上で、且つ引張強度（ＴＳ）［ＴＳ（ＭＰａ）］と均一伸び［ｕ−ＥＬ（％）］の積が１４７００以上を満足しており、引張強度と伸びのバランス、および引張強度と均一伸びのバランスに極めて優れた高強度延鋼板を提供することができる。こうした鋼板は特に、高強度および均一伸び性が求められる自動車部品その他の産業機械部品等を製造する際に極めて有用であり、張り出し成形を良好に行うことができる。
本発明者らは、引張強度と伸びのバランス、および、引張強度と均一伸びのバランスに極めて優れた高強度延鋼板およびめっき鋼板を提供すべく、特にＴＢＦ鋼に着目して研究を重ねてきた。本発明においてＴＢＦ鋼に着目した理由は基本的に引張強度と伸びのバランスに優れているからであるが、一方、鋼板のなかでも特に冷延鋼板に着目したのは、冷延鋼板は、熱延鋼板に比べて板厚が薄く、表面品質の精度が高い等の理由から特に自動車用ボディ等へのニーズが非常に高いにもかかわらず、板厚が薄い為に伸びや均一伸びに劣る傾向にあり、これまで、優れた加工特性を兼ね備えた冷延鋼板が提供されていない、という実情を考慮したものである。
ＴＢＦ鋼では、ベイニティック・フェライトを母相組織とするものであるが、ベイニティック・フェライトは初期転位密度が高いために、高強度が得られ易い反面、塑性変形には適しておらず、高い均一伸びを確保することは困難である。一方、ポリゴナル・フェライトを主相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型複合組織鋼（ＴＰＦ鋼）では、塑性変形能の高いポリゴナル・フェライトを含むものの、転位密度が低いので高強度を得ることはできない。
そこで本発明者らは、高強度で且つ均一伸びにも優れた冷延鋼板を実現するためには、ポリゴナル・フェライトをＴＢＦ鋼に活用し、残留オーステナイト（残留γ）による変態誘起塑性との相乗効果を発現すれば、ＴＢＦ鋼における均一伸びを飛躍的に高めることができることを見出し、本発明を完成した。
本発明の鋼板では、ポリゴナル・フェライトの含有量を所定量の範囲として、ベイニティック・フェライトとポリゴナル・フェライトの混合組織とすることによって、高い均一伸びを確保できたのであるが、本発明の鋼板における組織的特徴について説明する。
［ベイニティック・フェライト：３０〜６５％］
本発明鋼板は、第２相組織として後述する残留オーステナイトを含有しており、母相組織は、ベイニティック・フェライトとポリゴナル・フェライトの混合組織で構成されている。
本発明におけるベイニティック・フェライトは、組織内に炭化物を有していない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なる。また、ベイニティック・フェライトは板状のフェライトであるが、転位密度の高い下部組織（ラス状組織は、有していても有していなくても良い）を意味し；転位密度がないか或いは極めて少ない下部組織を有するポリゴナル・フェライト組織や、細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会 基礎研究会 発行『鋼のベイナイト写真集−１』参照）。ベイニティック・フェライトとポリゴナル・フェライトとは、ＳＥＭ観察によって以下の通り、明瞭に区別される。
・ポリゴナル・フェライト：ＳＥＭ写真において黒色であり、多角形の形状で、内部に、残留オーステナイトやマルテンサイトを含まない。
・ベイニティック・フェライト：ＳＥＭ写真では濃灰色を示し、ベイニティック・フェライトと、残留オーステナイトやマルテンサイトとを分離区別できない場合も多い。
本発明鋼板の主体組織であるベイニティック・フェライトとポリゴナル・フェライトの混合組織は、転位密度（初期転位密度）がある程度高いベイニティック・フェライトによって強度を容易に高めることができると共に、ポリゴナル・フェライトによって優れた均一伸びも発揮し得るものとなる。
ベイニティック・フェライトによる上記作用を有効に発揮させるには、全組織に対する占積率で３０％（面積％）以上とする必要がある。好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上である。しかしながら、ベイニティック・フェライトの占積率が６５％を超えると、それだけポリゴナル・フェライトの少なくなって均一伸びが低下することになる。
［ポリゴナル・フェライト：３０〜５０％］
前述した通り、本発明の鋼板では、ポリゴナル・フェライトをある程度多く生成させて鋼板の均一伸びを向上させるというものであるが、こうした効果を発揮させるためには、ポリゴナル・フェライトの占積率は３０％（面積％）以上とする必要がある。このポリゴナル・フェライトの占積率は３２％以上とすることが好ましく、より好ましくは３４％以上とするのが良い。しかしながら、この占積率があまり大きくなりすぎると、相対的にベイニティック・フェライトの占積率が少なくなって、鋼板強度が低下することになる。尚、ポリゴナル・フェライトの占積率を増加させる方法については後述するが、この方法によって得られたポリゴナル・フェライトではＳＥＭや光学顕微鏡（レベラー腐食）で観察すると、その形態は等軸方向に成長したものとなる（従来のＴＲＩＰ鋼板での形態は圧延方向に伸びている）。こうした形態が、加工時の応力を均一分配させることを可能とし、残量γによるＴＲＩＰ効果の最大活用を可能とするものと考えられる。また、このような形態で存在する理由は、高温域で生じた旧オーステナイトの粒界から、核生成する為と考えられる。
［残留オーステナイト（残留γ）：５〜２０％］
残留γは、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果を発揮するための本質的な組織であり、伸び（全伸び）の向上に有用である。この様な作用を有効に発揮させるには、残留γを全組織に対する占積率で５％以上を必要とする。より優れた延性（伸び等）を確保する為には、好ましくは７％以上である。一方、多量に存在すると局部変形能が劣化するので、上限を２０％に定めた。より好ましくは１７％以下である。
更に上記残留γ中のＣ濃度（ＣγR）は０．８％以上であることが推奨される。このＣγRは、ＴＲＩＰの特性に大きく影響し、０．８％以上に制御すると、特に伸び等の向上に有効である。好ましくは１％以上である。尚、上記ＣγRの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は概ね１．６％と考えられる。
次に、本発明鋼板を構成する母相組織（ベイニティック・フェライト、ポリゴナル・フェライト）および第２相組織（残留γ）の測定方法について説明する。
まず、鋼板をナイタールで腐食し、板厚１／４の位置で圧延面と平行な面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察し（倍率：４０００倍）、画像処理にて、ポリゴナル・フェライト（ＰＦ）の面積率と、該ポリゴナル・フェライト（ＰＦ）以外の組織（ベイニティック・フェライト＋残留γ；以下、「ＰＦ以外の組織」と呼ぶ場合がある。）の面積率を求める。
一方、残留γの占積率は、飽和磁化測定法によって測定する［特開２００３−９０８２５号公報、Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．５２，Ｎｏ．３（Ｄｅｃ．２００２）参照］。この飽和磁化測定法は、次のような測定原理に基づくものである。即ち、金属組織中のフェライト相やマルテンサイト相等の組織は室温にて強磁性度を示すのに対し、オーステナイト相は常磁性である。従って、フェライト相やマルテンサイト相といった強磁性を示す組織のみからなる金属組織の単位体積当りの飽和磁化量（Ｉｓ）を予め求めておき、オーステナイト相を含む試料の飽和磁化量（Ｉ）を測定することにより、オーステナイト（γ）相の割合（体積％）を下記（２）式から求めることができ、これを占積率（面積％）と定義する。
γ（体積％）＝[１−（Ｉ／Ｉｓ）]×１００ …（２）
次に、前述して求めた「ＰＦ以外の組織」の面積率から、残留γの占積率（面積率）を差し引くことにより、ベイニティック・フェライト（ＢＦ）の占積率（面積率）を求める。
前述した通り、本発明は、母相組織をベイニティック・フェライトとポリゴナル・フェライトの混合組織とし、これに所定量の残留γを含むＴＲＩＰ鋼板とすることにより、高強度鋼板の伸びおよび均一伸びを高めることができたものであるが、その他の組織として下記のものを含んでいても良い。
［その他：パーライトやベイナイト、マルテンサイト（０％を含む）］
本発明の鋼板は、本発明の製造過程で残存し得る他の組織（パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等）の混入を一切排除するものではなく、本発明の作用を損なわない範囲で、これら他の組織を含有する鋼板も本発明の範囲内に包含される。但し、これら組織の占積率は少なければ少ないほど好ましく、その合計量を１０％以下（より好ましくは５％以下）に制御することが推奨される。
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位：％はすべて質量％である。
Ｃ：０．１０〜０．２８％
Ｃは、高強度を確保し、且つ残留γを確保するのに必要な元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含ませ、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｃを０．１０％以上含有させることが必要であり、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。但し、溶接性確保の観点から０．２８％以下に抑えるのがよく、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２３％以下、更により好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｉ：１．０〜２．０％
Ｓｉは、残留γが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素であり、また固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｓｉを１．０％以上含有させることが必要である。好ましくは１．２％以上である。但しＳｉ量が過剰になると、上記効果は飽和し、熱間脆性を起こすなど却って問題が生じるため、その上限を２．０％とする。好ましくは１．８％以下である。
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、γを安定化し、所望の残留γを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、１．０％以上含有させるのがよい。好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．６％以上である。但し３．０％を超えると、鋳片割れが生じる等の悪影響が現れる。好ましくは２．５％以下に抑える。
本発明の鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部は実質的に鉄であるが、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素としてＮ（窒素）や０．０１％以下のＯ（酸素）、０．５％以下のＡｌ、０．１５％以下のＰ、０．０２％以下のＳ等の不可避不純物の混入も許容され得る。但し、Ｎが過剰に存在すると、窒化物が多量に析出し、延性の劣化を引き起こす恐れがあるので、Ｎ量は０．００６０％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．００５０％以下、更に好ましくは０．００４０％以下である。鋼板中のＮ量は少ないほど好ましいが、操業上の低減可能性を考慮すると、Ｎ量の下限値は０．００１０％程度である。
更に本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に（ａ）Ｎｂ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕよりなる群から選択される少なくとも一種の元素、（ｂ）Ｃａおよび／またはＲＥＭ、（ｃ）Ｔｉおよび／またはＶ、等の元素を積極的に含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて冷延鋼板の特性が更に改善される。これらの元素を含有するときの範囲限定理由は次の通りである。
Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、残留γの安定化や所定量の確保に有効な元素である。上記元素は単独で使用しても良いし、２種以上を併用しても構わない。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｎｂ：０．０３％以上（より好ましくは０．０４％以上），Ｍｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を含有させることが推奨される。但し、過剰に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為、その上限を夫々、Ｎｂ：０．１０％、Ｍｏ：１．０％、Ｎｉ：０．５％、Ｃｕ：０．５％と定めた。より好ましくはＮｂ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下である。
Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、および／またはＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）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り、単独で、若しくは併用することができる。ここで本発明に用いられる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には、夫々、０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）含有させるのがよい。但し、０．００３％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは０．００２５％以下である。
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）
これらの元素は、析出強化作用を有しており、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると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Ｔｉ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
次に、本発明の冷延鋼板を製造する為の方法について説明する。本発明の製造方法は、上述した成分組成を満足する鋼材を用いて熱延工程、冷延工程、および焼鈍工程（またはめっき工程）を施すものであるが、製法上のポイントは、特に焼鈍またはめっき工程における熱処理パターンを適切に制御してポリゴナル・フェライトの生成を増加させたところにある。以下、各工程について、順次説明する。
［熱延工程］
本発明では、熱延時の加熱開始温度（ＳＲＴ）は通常程度でよく、例えば１１００〜１１５０℃程度である。また熱圧工程延における他の条件についても、特に限定されず、通常実施される条件を適切に選択して実施すればよい。具体的には、熱延終了温度（ＦＤＴ）をＡｒ3点以上とし、平均冷却速度約３〜５０℃（好ましくは約２０℃／秒）で冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻き取る等の条件を採用することができる。
［冷延工程］
上記熱延工程に引続き、冷延するが、冷延率は特に限定されず、通常実施される条件（約３０〜７５％の冷延率）にて冷間圧延すれば良い。但し、再結晶の不均一化を防止するという観点からすれば、特に好ましくは冷延率を４０％以上、７０％以下に制御することが推奨される。
［焼鈍工程またはめっき工程］
この工程は、最終的に所望の組織（母相組織をベイニティック・フェライトとポリゴナル・フェライトの混合組織とし、残留γを含むＴＢＦ鋼）を確保する為に重要であり、特に本発明では、均熱温度（後記するＴ１）、均熱後の冷却パターン、およびオーステンパー温度（後記するＴ２）を適切に制御することにより、所望の組織を得るところに特徴がある。
具体的には、
（i）Ａ3点以上の温度（Ｔ１）で１０〜２００秒間温度保持（均熱）すること、
（ii）１〜１０℃／秒以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で、温度Ｔ１から下記（１）式 で示される温度Ｔｑまで一旦冷却することによってフェライト変態を生じせしめ、
Ａ3−２５０（℃）≦Ｔｑ≦Ａ3−２０（℃） …（１）
（iii）温度Ｔｑから１１℃／秒以上の平均冷却速度（ＣＲ２）でフェライト変態お よびパーライト変態を避けながらベイナイト変態温度域（Ｔ２；約４５０〜３２ ０℃）まで急冷すること、および
（iｖ）該温度域（Ｔ２）で１８０〜６００秒間保持すること（オーステンパー処理）
まず、Ａ3点以上の温度（Ｔ１）での均熱は、炭化物を完全に溶解して所望の残留γを形成するのに有効であり、また、均熱後の冷却工程で所定量のベイニティック・フェライトを得る上でも有効である。更に上記温度（Ｔ１）での保持時間は１０〜２００秒とするのがよい。短すぎると加熱による上記効果を十分享受することができず、一方、保持時間が長すぎると結晶粒が粗大化するからである。好ましくは２０〜１５０秒である。
次いで、温度（Ｔ１）から１〜１０℃／秒以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で、温度Ｔｑまで一旦冷却することによってフェライト変態を生じせしめ、ベイニティック・フェライト中にポリゴナル・フェライトを成長させる。このときの平均冷却速度（ＣＲ１）が１℃／秒未満では冷却中にポリゴナル・フェライトが過度に生成することになる（５０％超）。また、平均冷却速度が１１℃／秒よりも速くなると、ポリゴナル・フェライトが十分な量とならない（３０％未満）。
上記冷却は、温度Ｔｑまで行う必要があるが、この温度Ｔｑが高くなり過ぎると［Ａ3−２０（℃）超］、ポリゴナル・フェライトが十分な量得られない。また温度Ｔｑが低くなり過ぎると、ポリゴナル・フェライトが多量に生成することになる。
本発明方法では、引き続き、温度Ｔｑ（急冷開始温度）から１１℃／秒以上の平均冷却速度（ＣＲ２）でフェライト変態およびパーライト変態を避けながらベイナイト変態温度域（Ｔ２；約４５０〜３２０℃）まで急冷するものであるが、このときの平均冷却速度ＣＲ２が１１℃／秒未満では、冷却時にパーライトが生成し、また最終的に得られる残留γが少なくなる。尚このときの平均冷却速度（ＣＲ２）は、１５℃／秒以上が好ましく、より好ましく１９℃／秒以上とするのが良い。またこのときの冷却方法としては、空冷、ミスト冷却または冷却時に使用するロールを水冷するなどして平均冷却速度を上記の通り制御することで、規定量のベイニティック・フェライトを確保できる。
上記冷却速度（ＣＲ２）の制御は、ベイナイト変態温度域（Ｔ２；約４５０〜３２０℃）まで行う。該温度域（Ｔ２）よりも高温域で早期に制御を終了し、その後、例えば著しく遅い速度で冷却した場合には、残留γが生成し難く、優れた伸びを確保できなくなるからである。一方、より低温域まで上記冷却速度で冷却する場合も、残留γが生成し難く、優れた伸びを確保し難くなるので好ましくない。
その後は、当該温度域（Ｔ２）で６０〜６００秒間保持するのがよい。６０秒間以上温度保持することによって、残留γへのＣ濃縮を短時間で効率よく進めて安定した多量の残留γが得られ、結果として、該残留γによるＴＲＩＰ効果を確実に発現させることができる。より好ましくは１２０秒間以上、更に好ましくは１８０秒間以上保持する。一方、温度保持時間が６００秒間を超えると、上記残留γによるＴＲＩＰ効果が十分に発揮されなくなるので好ましくない。該保持時間は、４８０秒間以下とするのがより好ましい。
実操業を考慮すると、上記焼鈍処理は、連続焼鈍設備を用いて行うのが簡便である。上記熱処理の具体的な手法としては、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ、実機）や連続合金化溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ、実機）、ＣＡＬシュミレーター、ソルトバス等を用いた加熱・冷却などが挙げられる。
上記温度に保持後に常温まで冷却する方法については、特に限定されず、水冷やガス冷却、空冷等を採用することができる。また、所望の金属組織が改変するなど本発明の作用が損なわれない範囲で、冷間圧延板にめっき、更には合金化処理を行ってもよく、この様な鋼板も本発明の範囲に包含される。尚、冷間圧延板にめっきを施して溶融亜鉛めっきとする場合には、めっき条件が上記熱処理条件を満足するように設定し、該めっき工程で上記熱処理を行ってもよい。
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可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
［実施例１（鋼中成分の検討）］
本実施例では、表１に示す種々の成分組成からなる鋼種Ａ〜Ｌ（残部：Ｆｅおよび不可避不純物）を溶製してスラブを得た後、該スラブに熱間圧延を施した。熱間圧延に際しては、ＳＲＴを１１５０℃、ＦＤＴを８５０℃に制御して圧延を行い、６００℃で巻き取り、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板を得た。更に、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施して板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。尚表１における「Ａ3変態点」は、下記（３）式によって求められた値である。
Ａ3変態点＝910-203（√[C]）+44.7[Si]-30[Mn]-15.2[Ni]+31.5[Mo]…（３）
但し、[C]，[Si]，[Mn]，[Ni]および[Mo]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
その後、ＣＡＬシミュレーターで熱処理を行った。詳細には９００℃の温度域（Ｔ１）で１２０秒間保持した後、５℃／秒の冷却速度（ＣＲ１）で７００℃（Ｔｑ）まで徐冷し、その温度（Ｔｑ）から５０℃／秒の冷却速度（ＣＲ２）で急冷を開始して４００℃（Ｔ２）まで冷却し、当該温度域（Ｔ２）で約４分間（約２４０秒間）保持し、その後、室温まで冷却してコイルに巻き取った。
この様にして得られた各種鋼板の金属組織、前述した方法により算出した。またＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）および均一伸び（uniform-elongation:「ｕ−ＥＬ」）を測定した。これらの結果を、引張強度と伸びのバランス（ＴＳ×ＥＬ）、および引張強度と均一伸びのバランス（ＴＳ×ｕ−ＥＬ）と共に表２に示す。
Figure 0004716359
Figure 0004716359
表１、２より以下の様に考察することができる。まず、表２のＮｏ.２、３、６〜１１はいずれも、本発明で規定する鋼中成分を満足する鋼材（表１の鋼種Ｎｏ.Ｂ、Ｃ、Ｆ〜Ｋ）を用い、本発明で規定する条件で熱処理した冷延鋼板であり、引張強度と伸びのバランス、および引張強度と均一伸びのバランスに極めて優れている。これに対し、本発明で特定する要件のいずれかを欠く下記例は、夫々以下の不具合を有している。
このうちＮｏ.１のものは、Ｃ量が少ない鋼種Ａを用いた例であり、所定量の残留γを十分に確保できず、かつベイニティック・フェライトが少なくてポリゴナル・フェライト主体の組織となり、その結果、引張強度が確保できない。
Ｎｏ.４のものは、Ｓｉ量が少ない鋼種Ｄを用いた例であり、所定量の残留γを確保できず、引張強度と伸びのバランス、および引張強度と均一伸びのバランスが共に低下している。Ｎｏ.５のものは、Ｍｎの含有量が多い鋼種Ｅを用いた例であり、熱間圧延時に間割れが発生したものである（その後の評価を行っていない）。
［実施例２（熱処理条件の検討）］
本実施例では、表１の鋼種Ｃ（本発明の範囲を満足する鋼種）を用い、実施例１の製造方法において、焼鈍条件のいずれかが本発明の要件を外れて作成した冷延鋼板（Ｎｏ.１２〜１９）における、組織や機械的特性に及ぼす影響について調べた。本実施例における焼鈍条件は表３に示す通りであり、それ以外の条件（熱延条件および冷延条件）は、実施例１に記載した通りである。
得られた結果を表４に示す。表３、４には参考までに、表２のＮｏ.３の結果、およびこれにめっきを施した例（Ｎｏ．２０）についても併記した。
Figure 0004716359
Figure 0004716359
表３、４より以下の様に考察することができる。まずＮｏ.１２のものは、加熱温度（Ｔ１：均熱温度）を低くしたものであり（Ａ3変態点未満）、熱処理の当初よりポリゴナル・フェライト多く存在することになる。また二相（α＋γ）の平衡状態からの冷却となるので、フェライト変態が急速に進行し、ポリゴナル・フェライトの占積率が多くなって所定の強度が得られない。
尚、急冷開示温度Ｔｑが同じであっても、加熱温度Ｔ１が低くなることによって、組織が異なる理由については、次のように考えることができる。即ち、ベイニティック・フェライトの核生成には、化学的駆動力（過冷却の場合の温度差ΔＴ）が必要となるのであるが、Ｎｏ．１２の場合には最初の冷却開始温度（即ち、加熱温度Ｔ１）が低いので、冷却過程でこの駆動力が得られず、十分な量のベイニティック・フェライトが得られない。そして、この冷却の間に、Ｃ原子の拡散が進行し（フェライト変態は拡散型変態）、ポリゴナル・フェライトが成長することになると考えられる。
Ｎｏ．１３のものでは、冷却速度（ＣＲ１）が遅く、冷却中にポリゴナル・フェライトが過度に生じたので、所定の引張強度が得られず、引張強度と伸びのバランスが低下することになる。
Ｎｏ．１４のものでは、冷却速度（ＣＲ１）が速く、ポリゴナル・フェライトが十分な量で得られず、均一伸びが低下し、引張強度と均一伸びのバランスが低下することになる。
Ｎｏ．１５のものでは、急冷開始温度（Ｔｑ）が高いので［Ａ3−１１（℃）］、ポリゴナル・フェライトが十分な量で得られず、伸びおよび均一伸びが低下し、引張強度と伸びのバランスおよび引張強度と均一伸びのバランスが低下することになる。
Ｎｏ.１６のものでは、急冷開始温度（Ｔｑ）が低いので［Ａ3−３０１（℃）］、ポリゴナル・フェライトが多量に生じたため（ベイニティック・フェライトの量が少なくなる）、引張強度が低下し、引張強度と伸びのバランスが低下している。
Ｎｏ．１７のものでは、冷却速度（ＣＲ２）が遅く、パーライトが生じ、また最終的に得られる残留γが少なくなるので、良好な伸び、均一伸びが得られず、引張強度と伸びのバランスおよび引張強度と均一伸びのバランスが低下することになる。
Ｎｏ.１８のものでは、オーステンパー温度が高くなっており（６００℃）、ポリゴナル・フェライトが多量に生じたため（ベイニティック・フェライトの量が少なくなる）、引張強度が低下し、引張強度と伸びのバランスが低下している。
Ｎｏ.１９のものでは、オーステンパー温度が低く（３００℃）、残留γが少なくなっており、良好な伸び、均一伸びが得られず、引張強度と伸びのバランスおよび引張強度と均一伸びのバランスが低下している。

Claims (6)

  1. 鋼中成分は、質量％で（以下、化学成分について同じ）、
    Ｃ ：０．１０〜０．２８％、
    Ｓｉ：１．０〜２．０％、
    Ｍｎ：１．０〜３．０％、
    を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    組織は、全組織に対する占積率で、
    ベイニティック・フェライト：３５〜６５％、
    ポリゴナル・フェライト：３４〜５０％
    残留オーステナイト：５〜２０％、
    を満たすことを特徴とする均一伸びに優れた高強度冷延鋼板。
  2. 更に他の元素として、
    Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、
    Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、
    Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、および
    Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
    よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 更に他の元素として、
    Ｃａ ：０．００３％以下（０％を含まない）、および／または
    ＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）、
    を含有する請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 更に他の元素として、
    Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、および／または
    Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）
    を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板にめっきが施されたものであることを特徴とするめっき鋼板。
  6. 請求項１〜４のいずれかに記載の冷延鋼板を製造するに当り、熱間圧延および冷間圧延を終了した鋼板を、Ａ3変態点（Ａ3）以上の温度に加熱して均熱化した後、１〜１０℃／秒の平均冷却速度で、下記（１）式で示される温度Ｔｑまで一旦冷却した後、この温度から１１℃／秒以上の平均冷却速度でベイナイト変態温度域まで急冷することを特徴とする均一伸びに優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    Ａ3−２５０（℃）≦Ｔｑ≦Ａ3−２０（℃） …（１）
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