JP5375001B2 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車部品などに好適に用いられる、加工性に優れた引張強度590MPa以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
自動車部品などに用いられる高強度冷延鋼板は、用途の特徴から高強度化に加え、加工性に優れていることが重要である。また、最近では、車体軽量化による燃費向上、衝突安全性確保の観点から高強度の鋼板が自動車車体に求められるようになり、高強度冷延鋼板の適用が拡大している。
このような現状を受けて、高強度冷延鋼板に対しては、従来、軽加工主体であったのに対し、最近では複雑形状への適用も検討され始めている。しかしながら、鋼板の高強度化にともない加工性は低下する傾向にあるため、高強度鋼板を複雑形状加工に適用するにあたっては、プレス成形時の割れが一番の課題となる。そして、部品形状に応じた伸びフランジ性など加工性の向上が要求される。
これに対して、例えば、特許文献1〜4では、鋼成分や組織の限定、熱延条件、焼鈍条件の最適化により、高加工性高強度冷延鋼板を得る方法が開示されている。
特開2003-213369号公報
特開平2-290955号公報
特開平4-280925号公報
特開平9-25537号公報
このような現状を受けて、高強度冷延鋼板に対しては、従来、軽加工主体であったのに対し、最近では複雑形状への適用も検討され始めている。しかしながら、鋼板の高強度化にともない加工性は低下する傾向にあるため、高強度鋼板を複雑形状加工に適用するにあたっては、プレス成形時の割れが一番の課題となる。そして、部品形状に応じた伸びフランジ性など加工性の向上が要求される。
これに対して、例えば、特許文献1〜4では、鋼成分や組織の限定、熱延条件、焼鈍条件の最適化により、高加工性高強度冷延鋼板を得る方法が開示されている。
しかしながら、特許文献1、2、3には伸びフランジ性について記載はなされているが、強度と伸びフランジ性のバランス（TS×λバランス）が低く、加工性が不十分である。
特許文献4には加工性に優れた冷延鋼板について記載がなされており伸び（El）に関する知見はあるが、伸びフランジ性向上に関する知見は一切ない。
特許文献4には加工性に優れた冷延鋼板について記載がなされており伸び（El）に関する知見はあるが、伸びフランジ性向上に関する知見は一切ない。
本発明は、かかる事情に鑑み、加工性に優れる引張強度TS590MPa以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
発明者らは、上記問題点を解決するため、まず、加工性の観点からC含有量を低くし、さらに、鋼板を高強度化することを検討した。その結果、冷間圧延後のヒートパターンを中心に製造方法を規定することより組織を制御することを可能とし、加工性に優れる引張強度TS590MPa以上の高強度冷延鋼板が得られるに至った。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［1］mass％で、C:0.01〜0.04％未満、Si:0.01〜0.30％未満、Mn:2.0〜2.5％、P:0.001〜0.030％未満、S: 0.0030％以下、Al:0.005〜0.1％、N:0.01％以下、Cr:0.01〜1.0％、B:0.0001〜0.0020％、Ca:0.0001〜0.0020％、TiおよびNbから選ばれるいずれか1種または2種の合計：0.001〜0.1％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、フェライト相の平均結晶粒径が5.0μm超〜15.0μm、マルテンサイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μm及びベイナイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μmであって、体積分率で、該フェライト相が70〜90％、該マルテンサイト相及び該ベイナイト相の合計が10〜30％である組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
［２］前記［１］において、鋼板表面に亜鉛系めっき層を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
［３］mass％で、C:0.01〜0.04％未満、Si:0.01〜0.30％未満、Mn:2.0〜2.5％、P:0.001〜0.030％未満、S: 0.0030％以下、Al:0.005〜0.1％、N:0.01％以下、Cr:0.01〜1.0％、B:0.0001〜0.0020％、Ca:0.0001〜0.0020％、TiおよびNbから選ばれるいずれか1種または2種の合計：0.001〜0.1％を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる鋼スラブを、スラブ加熱温度：1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度：850〜950℃で熱間圧延し、次いで、前記熱間仕上げ圧延温度から(熱間仕上げ圧延温度-100℃)までの平均冷却速度：5〜200℃/秒として冷却し、巻取り温度：400〜600℃で巻取り、酸洗、冷間圧延した後、次いで、200℃から焼鈍温度：800〜950℃まで、平均昇温速度：0.1〜10℃/秒で加熱し、焼鈍温度：800〜950℃で焼鈍し、焼鈍温度から（焼鈍温度−20℃）まで、平均冷却速度：0.1〜10℃/秒で冷却し、（焼鈍温度−20℃）において5〜500秒保持した後、（焼鈍温度−20℃）から冷却停止温度：450℃〜650℃まで、平均冷却速度：1〜30℃/秒で冷却し、450〜650℃において、10〜300秒保持後、200℃まで、平均冷却速度：1〜100℃/秒で冷却することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
［４］前記［３］において、前記冷間圧延後、さらに、亜鉛系めっき処理を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべてmass％である。また、本発明の高強度冷延鋼板とは、引張強度（以下、TSと称す）が590MPa以上の鋼板であり、冷延鋼板に亜鉛系めっき処理（例えば、電気亜鉛系めっき処理、溶融亜鉛系めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理）を施す鋼板も含むものである。また、本発明において加工性に優れるとは、引張強度（TS）と伸び（El）との関係がTS×El≧15000MPa・%であり、かつ、引張強度（TS）と穴拡げ率（λ）との関係がTS×λ≧60000MPa・%の両方を満足することである。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［1］mass％で、C:0.01〜0.04％未満、Si:0.01〜0.30％未満、Mn:2.0〜2.5％、P:0.001〜0.030％未満、S: 0.0030％以下、Al:0.005〜0.1％、N:0.01％以下、Cr:0.01〜1.0％、B:0.0001〜0.0020％、Ca:0.0001〜0.0020％、TiおよびNbから選ばれるいずれか1種または2種の合計：0.001〜0.1％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、フェライト相の平均結晶粒径が5.0μm超〜15.0μm、マルテンサイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μm及びベイナイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μmであって、体積分率で、該フェライト相が70〜90％、該マルテンサイト相及び該ベイナイト相の合計が10〜30％である組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
［２］前記［１］において、鋼板表面に亜鉛系めっき層を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
［３］mass％で、C:0.01〜0.04％未満、Si:0.01〜0.30％未満、Mn:2.0〜2.5％、P:0.001〜0.030％未満、S: 0.0030％以下、Al:0.005〜0.1％、N:0.01％以下、Cr:0.01〜1.0％、B:0.0001〜0.0020％、Ca:0.0001〜0.0020％、TiおよびNbから選ばれるいずれか1種または2種の合計：0.001〜0.1％を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる鋼スラブを、スラブ加熱温度：1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度：850〜950℃で熱間圧延し、次いで、前記熱間仕上げ圧延温度から(熱間仕上げ圧延温度-100℃)までの平均冷却速度：5〜200℃/秒として冷却し、巻取り温度：400〜600℃で巻取り、酸洗、冷間圧延した後、次いで、200℃から焼鈍温度：800〜950℃まで、平均昇温速度：0.1〜10℃/秒で加熱し、焼鈍温度：800〜950℃で焼鈍し、焼鈍温度から（焼鈍温度−20℃）まで、平均冷却速度：0.1〜10℃/秒で冷却し、（焼鈍温度−20℃）において5〜500秒保持した後、（焼鈍温度−20℃）から冷却停止温度：450℃〜650℃まで、平均冷却速度：1〜30℃/秒で冷却し、450〜650℃において、10〜300秒保持後、200℃まで、平均冷却速度：1〜100℃/秒で冷却することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
［４］前記［３］において、前記冷間圧延後、さらに、亜鉛系めっき処理を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべてmass％である。また、本発明の高強度冷延鋼板とは、引張強度（以下、TSと称す）が590MPa以上の鋼板であり、冷延鋼板に亜鉛系めっき処理（例えば、電気亜鉛系めっき処理、溶融亜鉛系めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理）を施す鋼板も含むものである。また、本発明において加工性に優れるとは、引張強度（TS）と伸び（El）との関係がTS×El≧15000MPa・%であり、かつ、引張強度（TS）と穴拡げ率（λ）との関係がTS×λ≧60000MPa・%の両方を満足することである。
本発明によれば、加工性に優れる高強度冷延鋼板を製造することができる。そして、本発明により得られる高強度冷延鋼板は、自動車部品として要求される強度、加工性を中心に全ての特性を満足しているため、厳しい形状にプレス成形される自動車部品として好適に使用される。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、高強度冷延鋼板の加工性向上に関し、成分組成と組織を制御したことを特徴とする。そして、冷間圧延後の焼鈍条件を中心にヒートパターンを検討し、加工性と高強度化に対して最適な組織を得るための製造条件を見出したことを特徴とする。
すなわち、本発明は、低C成分とし、フェライト相の平均結晶粒径が5.0μm超〜15.0μm、マルテンサイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μm及びベイナイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μmであって、体積分率で、該フェライト相が70〜90％、該マルテンサイト相及び該ベイナイト相の合計が10〜30％である組織を有する鋼板とすることにより、高強度で、かつ、加工性に優れた鋼板を得るものである。
本発明は、高強度冷延鋼板の加工性向上に関し、成分組成と組織を制御したことを特徴とする。そして、冷間圧延後の焼鈍条件を中心にヒートパターンを検討し、加工性と高強度化に対して最適な組織を得るための製造条件を見出したことを特徴とする。
すなわち、本発明は、低C成分とし、フェライト相の平均結晶粒径が5.0μm超〜15.0μm、マルテンサイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μm及びベイナイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μmであって、体積分率で、該フェライト相が70〜90％、該マルテンサイト相及び該ベイナイト相の合計が10〜30％である組織を有する鋼板とすることにより、高強度で、かつ、加工性に優れた鋼板を得るものである。
まず、本発明における鋼の化学成分（組成）の限定範囲および限定理由は以下の通りである。
C：0.01〜0.04%未満
オーステナイトからの低温変態相の強度はC量に比例する傾向にあり、Cは低温変態相を利用して鋼を強化するために必要不可欠である。590MPa以上のTSを得るには0.01％以上必要であり、C量の増加にともないTSは増加する。
一方、0.04%以上含有すると、オーステナイトからの低温変態相であるベイナイト相やマルテンサイト相が過度に硬質化する。または、マルテンサイト相よりも硬質な残留オーステナイト相が生成する。その結果、伸びフランジ性など加工性が著しく低下する。
以上より、Cは0.01％以上0.04 %未満とする。加工性の向上とTSを安定して590MPa以上確保する観点から、好ましくは0.01％以上0.035％以下である。
オーステナイトからの低温変態相の強度はC量に比例する傾向にあり、Cは低温変態相を利用して鋼を強化するために必要不可欠である。590MPa以上のTSを得るには0.01％以上必要であり、C量の増加にともないTSは増加する。
一方、0.04%以上含有すると、オーステナイトからの低温変態相であるベイナイト相やマルテンサイト相が過度に硬質化する。または、マルテンサイト相よりも硬質な残留オーステナイト相が生成する。その結果、伸びフランジ性など加工性が著しく低下する。
以上より、Cは0.01％以上0.04 %未満とする。加工性の向上とTSを安定して590MPa以上確保する観点から、好ましくは0.01％以上0.035％以下である。
Si：0.01〜0.30%未満
Siは固溶強化により強度向上に寄与する元素である。しかしながら含有量が0.01％に満たないとその添加効果はない。
一方、0.30%以上含有しても強度向上効果は飽和する上にフェライト相の延性が低下する。また過度に含有することにより、熱延時に難剥離性のスケールが生成し鋼板の表面性状が劣化し、加工性が劣化する。
以上より、Siは0.01%以上0.30%未満、好ましくは0.02％以上0.25％以下とする。
Siは固溶強化により強度向上に寄与する元素である。しかしながら含有量が0.01％に満たないとその添加効果はない。
一方、0.30%以上含有しても強度向上効果は飽和する上にフェライト相の延性が低下する。また過度に含有することにより、熱延時に難剥離性のスケールが生成し鋼板の表面性状が劣化し、加工性が劣化する。
以上より、Siは0.01%以上0.30%未満、好ましくは0.02％以上0.25％以下とする。
Mn：2.0〜2.5%
Mnは、強度向上に寄与し、このような作用は2.0%以上含有することで認められる。
一方、2.5%を超えて過度に含有すると、Mnの偏析などに起因し部分的に変態点が異なる組織となり、結果としてフェライト相とベイナイト相またはマルテンサイト相がバンド状に存在し、不均一な組織となり加工性は低下する。
以上より、Mnは2.0%以上2.5%以下、好ましくは2.0％以上2.45％以下とする。
Mnは、強度向上に寄与し、このような作用は2.0%以上含有することで認められる。
一方、2.5%を超えて過度に含有すると、Mnの偏析などに起因し部分的に変態点が異なる組織となり、結果としてフェライト相とベイナイト相またはマルテンサイト相がバンド状に存在し、不均一な組織となり加工性は低下する。
以上より、Mnは2.0%以上2.5%以下、好ましくは2.0％以上2.45％以下とする。
P：0.001〜0.030%未満
Pは、フェライトの強化により鋼板強度に寄与する元素である。
一方で、P量が0.030%以上では、フェライトの延性が低下する。また、過度の低減は製鋼工程における製造コストの増加を伴う。
以上より、Pは0.001%以上0.030%未満、好ましくは0.001％以上0.025％以下、より好ましくは0.001％以上0.015％以下とする。
Pは、フェライトの強化により鋼板強度に寄与する元素である。
一方で、P量が0.030%以上では、フェライトの延性が低下する。また、過度の低減は製鋼工程における製造コストの増加を伴う。
以上より、Pは0.001%以上0.030%未満、好ましくは0.001％以上0.025％以下、より好ましくは0.001％以上0.015％以下とする。
S：0.0030%以下
S量が増加すると熱間赤熱脆性の原因となり製造工程上不具合を生じる場合がある。また、介在物MnSを形成し、冷間圧延後に板状の介在物として存在することにより、特に材料の極限変形能を低下させ、伸びフランジ性など成形性を低下させる。Sの含有量が0.0030%までであれば上記は問題とならない。よって、Sは0.0030%以下、好ましくは0.0010％以下とする。
一方、過度の低減は製鋼工程における脱硫コストの増加を伴うため、下限は0.0001%以上程度とするのが好ましい。
S量が増加すると熱間赤熱脆性の原因となり製造工程上不具合を生じる場合がある。また、介在物MnSを形成し、冷間圧延後に板状の介在物として存在することにより、特に材料の極限変形能を低下させ、伸びフランジ性など成形性を低下させる。Sの含有量が0.0030%までであれば上記は問題とならない。よって、Sは0.0030%以下、好ましくは0.0010％以下とする。
一方、過度の低減は製鋼工程における脱硫コストの増加を伴うため、下限は0.0001%以上程度とするのが好ましい。
Al：0.005％〜0.1%
Alは、製鋼工程において脱酸剤として有効であり、局部延性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離する点でも有効である。またAlは、焼鈍時に、鋼板の化成処理性を阻害する表層のMn、Si系酸化物の形成を抑制し、化成処理性を低下させない効果がある。これらの効果を得るにはAlは0.005%以上が必要である。一方、0.1%を超えると、鋼成分コスト増を生じる。
以上より、Alは0.005%以上0.1%以下、好ましくは0.02％以上0.06％以下とする。
Alは、製鋼工程において脱酸剤として有効であり、局部延性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離する点でも有効である。またAlは、焼鈍時に、鋼板の化成処理性を阻害する表層のMn、Si系酸化物の形成を抑制し、化成処理性を低下させない効果がある。これらの効果を得るにはAlは0.005%以上が必要である。一方、0.1%を超えると、鋼成分コスト増を生じる。
以上より、Alは0.005%以上0.1%以下、好ましくは0.02％以上0.06％以下とする。
N：0.01%以下
組織強化鋼において材料特性に及ぼすNの影響はあまり大きくはない。しかし、フェライトの清浄化による延性向上の観点からはN量は少ないほうが好ましい。このため、Nは0.01%以下とする。
一方で、Ｎ量を少なくすることで製鋼上のコストが増大するため、下限は0.0001％程度とすることが好ましい。
組織強化鋼において材料特性に及ぼすNの影響はあまり大きくはない。しかし、フェライトの清浄化による延性向上の観点からはN量は少ないほうが好ましい。このため、Nは0.01%以下とする。
一方で、Ｎ量を少なくすることで製鋼上のコストが増大するため、下限は0.0001％程度とすることが好ましい。
Cr：0.01〜1.0%
Crは鋼の焼入れ強化に有効な元素である。また、フェライト相を固溶強化し、マルテンサイト相とフェライト相の硬度差を減少させ、伸びフランジ性向上に寄与する。これらの効果を得るには、0.01%以上の添加を必要とする。
一方、Crが1.0％を超えて含有すると、鋼板表面にCrが局所的に偏在し、不均一な表面性状となり、成形時に不均一変形し、加工性が低下する。
以上より、Crは0.01％以上1.0%以下、好ましくは0.01％以上0.6％以下とする。
Crは鋼の焼入れ強化に有効な元素である。また、フェライト相を固溶強化し、マルテンサイト相とフェライト相の硬度差を減少させ、伸びフランジ性向上に寄与する。これらの効果を得るには、0.01%以上の添加を必要とする。
一方、Crが1.0％を超えて含有すると、鋼板表面にCrが局所的に偏在し、不均一な表面性状となり、成形時に不均一変形し、加工性が低下する。
以上より、Crは0.01％以上1.0%以下、好ましくは0.01％以上0.6％以下とする。
B：0.0001〜0.0020%
Bは焼入れ性を高め、焼鈍冷却過程にて起こるフェライトの生成を抑制し、所望のベイナイトおよびマルテンサイト量を得るのに寄与する。この効果を得るためには、B量は0.0001%以上を必要とする。
一方、Bが0.0020%を超えると、上記効果が飽和する。
以上より、Bは0.0001％以上0.0020%以下、好ましくは0.0001％以上0.0010％以下とする。
Bは焼入れ性を高め、焼鈍冷却過程にて起こるフェライトの生成を抑制し、所望のベイナイトおよびマルテンサイト量を得るのに寄与する。この効果を得るためには、B量は0.0001%以上を必要とする。
一方、Bが0.0020%を超えると、上記効果が飽和する。
以上より、Bは0.0001％以上0.0020%以下、好ましくは0.0001％以上0.0010％以下とする。
Ca：0.0001〜0.0020％
CaはMnS、CaSなど硫化物の形状を制御する、すなわち、板状A系介在物から球状介在物へと介在物の形態を変化させることにより延性、伸びフランジ性を向上させる。この効果を得るため、Ca量は0.0001％以上が必要である。しかし、0.0020％を超えて多量に含有してもその効果は飽和する傾向にある。
以上より、Caは0.0001%以上0.0020％以下、好ましくは0.0001％以上0.0015％以下とする。
CaはMnS、CaSなど硫化物の形状を制御する、すなわち、板状A系介在物から球状介在物へと介在物の形態を変化させることにより延性、伸びフランジ性を向上させる。この効果を得るため、Ca量は0.0001％以上が必要である。しかし、0.0020％を超えて多量に含有してもその効果は飽和する傾向にある。
以上より、Caは0.0001%以上0.0020％以下、好ましくは0.0001％以上0.0015％以下とする。
TiおよびNbから選ばれるいずれか１種または2種の合計：0.001〜0.1%
Ti、Nbは鋼中でCまたはNと微細炭化物や微細窒化物を形成することにより、熱延板組織ならびに焼鈍後の鋼板組織の細粒化と析出強化付与に有効に作用する。また固溶強化により強度向上にも寄与する。さらに、フェライトを強化することによりマルテンサイト相との硬度差を低減する効果を通じて、伸びフランジ性を向上させる。これらの効果を得るためには、TiおよびNbは合計で0.001%以上の添加を必要とする。
一方、TiおよびNbの合計で0.1%を超えると効果は飽和する。また、フェライト中に過度に析出物が生成し、フェライトの延性を低下させ、加工性が低下する。さらに過度に含有すると、熱延板が硬化し、熱間圧延、冷間圧延での圧延荷重が増大する。
以上より、TiおよびNbは合計で0.001％以上0.1%以下とする。好ましくは0.030％以上0.080％以下とする。
Ti、Nbは鋼中でCまたはNと微細炭化物や微細窒化物を形成することにより、熱延板組織ならびに焼鈍後の鋼板組織の細粒化と析出強化付与に有効に作用する。また固溶強化により強度向上にも寄与する。さらに、フェライトを強化することによりマルテンサイト相との硬度差を低減する効果を通じて、伸びフランジ性を向上させる。これらの効果を得るためには、TiおよびNbは合計で0.001%以上の添加を必要とする。
一方、TiおよびNbの合計で0.1%を超えると効果は飽和する。また、フェライト中に過度に析出物が生成し、フェライトの延性を低下させ、加工性が低下する。さらに過度に含有すると、熱延板が硬化し、熱間圧延、冷間圧延での圧延荷重が増大する。
以上より、TiおよびNbは合計で0.001％以上0.1%以下とする。好ましくは0.030％以上0.080％以下とする。
残部はFeおよび不可避不純物である。
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼組織の限定範囲および限定理由について詳細に説明する。
フェライト相の平均結晶粒径5.0μm超〜15.0μm
伸びフランジ性などに代表される材料の極限変形能特性を向上させるには、材料が均一に変形することが重要である。
フェライト相の平均結晶粒径が5.0μm以下と過度に小さい場合、均一な変形を阻害する結晶粒界が相対的に増加する。また、フェライト相に隣接して存在する低温変態相同士の間隔が接近するため、均一な変形を阻害することになる。
なお、低温変態相の硬さにおよぼすC量の影響は大きく、C量が多い場合、軟質相と硬質相が混在するため均一変形が困難であるが、C量の含有量自体が少ない本発明ではC量の多い鋼に比較すると、軟質相と硬質相の硬さの差が少なく、均一な変形に対しては有利である。
以上を考慮すると、本発明では、複合組織中のフェライト相の平均結晶粒径が5.0μm超であれば問題ない。
一方で、フェライト相の平均結晶粒径が15.0μmを超えて過度に粗大化すると、プレス加工後の冷延鋼板の表面が荒れることがある。また、本発明では、フェライト相（軟質な領域）と、ベイナイト相およびマルテンサイト相（硬質な領域）が均一に適度に分散存在することにより加工時に鋼板の変形を均一とすることを目的とするが、フェライト相の粒径が粗大になると軟質な領域と硬質な領域が過度に粗に局所的に存在することとなり、加工が不均一となって成形性が劣化する。
以上より、フェライト相の平均結晶粒径は5.0μm超15.0μm以下とする。加工性の劣化を抑制するため、好ましくは5.0μm超8.0μm以下である。
伸びフランジ性などに代表される材料の極限変形能特性を向上させるには、材料が均一に変形することが重要である。
フェライト相の平均結晶粒径が5.0μm以下と過度に小さい場合、均一な変形を阻害する結晶粒界が相対的に増加する。また、フェライト相に隣接して存在する低温変態相同士の間隔が接近するため、均一な変形を阻害することになる。
なお、低温変態相の硬さにおよぼすC量の影響は大きく、C量が多い場合、軟質相と硬質相が混在するため均一変形が困難であるが、C量の含有量自体が少ない本発明ではC量の多い鋼に比較すると、軟質相と硬質相の硬さの差が少なく、均一な変形に対しては有利である。
以上を考慮すると、本発明では、複合組織中のフェライト相の平均結晶粒径が5.0μm超であれば問題ない。
一方で、フェライト相の平均結晶粒径が15.0μmを超えて過度に粗大化すると、プレス加工後の冷延鋼板の表面が荒れることがある。また、本発明では、フェライト相（軟質な領域）と、ベイナイト相およびマルテンサイト相（硬質な領域）が均一に適度に分散存在することにより加工時に鋼板の変形を均一とすることを目的とするが、フェライト相の粒径が粗大になると軟質な領域と硬質な領域が過度に粗に局所的に存在することとなり、加工が不均一となって成形性が劣化する。
以上より、フェライト相の平均結晶粒径は5.0μm超15.0μm以下とする。加工性の劣化を抑制するため、好ましくは5.0μm超8.0μm以下である。
フェライト相の体積分率70〜90%
フェライト相は軟質相であり、鋼板の延性や極限変形能に寄与するため、本発明の鋼板では、フェライト相を体積分率で70％以上含有させる必要がある。
一方で、フェライト相が90％を超えて存在すると過度に軟質化し、TS590MPaの確保が困難となる。
以上より、フェライト相の体積分率は70％以上90％以下、好ましくは80％以上90％以下とする。
フェライト相は軟質相であり、鋼板の延性や極限変形能に寄与するため、本発明の鋼板では、フェライト相を体積分率で70％以上含有させる必要がある。
一方で、フェライト相が90％を超えて存在すると過度に軟質化し、TS590MPaの確保が困難となる。
以上より、フェライト相の体積分率は70％以上90％以下、好ましくは80％以上90％以下とする。
マルテンサイト相及びベイナイト相の平均結晶粒径2.0μm〜10.0μm
マルテンサイト相及びベイナイト相の平均結晶粒径が2.0μm未満の場合、フェライト相に隣接して存在する硬質な低温変態相同士の間隔が近いため、成形時の鋼板の変形を担うフェライト相の均一な変形を阻害する。
一方、マルテンサイト相及びベイナイト相の平均結晶粒径が10.0μmを超えて過度に粗大化すると、軟質な領域と硬質な領域が過度に粗に存在することになり、加工が不均一となり成形性が劣化する。
上記したように、本発明では、フェライト相と硬質なマルテンサイト相及びベイナイト相が均一に適度に分散存在することにより加工時に鋼板の変形が均一とすることを目的とするものである。
以上より、マルテンサイト相及びベイナイト相の平均結晶粒径は2.0μm以上10.0μm以下とする。加工性の劣化を抑制するため、より好ましくは3.0〜7.0μm以下である。
マルテンサイト相及びベイナイト相の平均結晶粒径が2.0μm未満の場合、フェライト相に隣接して存在する硬質な低温変態相同士の間隔が近いため、成形時の鋼板の変形を担うフェライト相の均一な変形を阻害する。
一方、マルテンサイト相及びベイナイト相の平均結晶粒径が10.0μmを超えて過度に粗大化すると、軟質な領域と硬質な領域が過度に粗に存在することになり、加工が不均一となり成形性が劣化する。
上記したように、本発明では、フェライト相と硬質なマルテンサイト相及びベイナイト相が均一に適度に分散存在することにより加工時に鋼板の変形が均一とすることを目的とするものである。
以上より、マルテンサイト相及びベイナイト相の平均結晶粒径は2.0μm以上10.0μm以下とする。加工性の劣化を抑制するため、より好ましくは3.0〜7.0μm以下である。
マルテンサイト相及びベイナイト相の合計の体積分率10〜30%
オーステナイトからの低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相を合計で体積分率10％以上30％の範囲内で含有する組織とすることで、強度と加工性の良好な材質バランスが得られる。なお、ここで、マルテンサイト相は焼き戻しされていないマルテンサイト相である。マルテンサイト相及びベイナイト相は硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。これらの体積分率が合計量で10％未満の場合、TSが590MPa以上の確保が困難となり、30％超の場合、加工性の確保が困難となる。なお、マルテンサイト相は変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。
以上より、マルテンサイト相及びベイナイト相は合計で体積分率10％以上30%以下とする。なお、フェライト相、マルテンサイト相及びベイナイト相以外の残部組織に関しては、不可避的に生成する残留オーステナイト相、セメンタイトの1種または2種以上を合計体積分率3％以下の範囲であれば本願の効果を損ねるものではないため含有してもよい。
オーステナイトからの低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相を合計で体積分率10％以上30％の範囲内で含有する組織とすることで、強度と加工性の良好な材質バランスが得られる。なお、ここで、マルテンサイト相は焼き戻しされていないマルテンサイト相である。マルテンサイト相及びベイナイト相は硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。これらの体積分率が合計量で10％未満の場合、TSが590MPa以上の確保が困難となり、30％超の場合、加工性の確保が困難となる。なお、マルテンサイト相は変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。
以上より、マルテンサイト相及びベイナイト相は合計で体積分率10％以上30%以下とする。なお、フェライト相、マルテンサイト相及びベイナイト相以外の残部組織に関しては、不可避的に生成する残留オーステナイト相、セメンタイトの1種または2種以上を合計体積分率3％以下の範囲であれば本願の効果を損ねるものではないため含有してもよい。
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。
まず、上記の成分組成に調整された溶鋼から、連続鋳造または造塊でスラブを溶製する。次いで、得られたスラブを冷却後再加熱した後、あるいは鋳造後加熱処理を経ずにそのまま熱間圧延を行う。
次いで、スラブ加熱温度：1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度：850〜950℃で熱間圧延を行うことで、フェライト相とパーライト相の2相からなるバンド状組織を抑制し熱延板を均一組織化する。
次いで、伸びフランジ性などの加工性を向上させるため、前記熱間仕上げ圧延温度から(熱間仕上げ圧延温度-100℃)まで、平均冷却速度：5〜200℃/秒で冷却する。
次いで、表面性状および冷間圧延性を向上させるため、巻取り温度：400〜600℃で巻き取り、酸洗、冷間圧延後、所望の板厚とする。冷間圧延率（圧下率）は、フェライト相の再結晶促進により延性を向上させるため30%以上が望ましい。
次いで、冷却開始前の焼鈍時の組織を制御し最終的に得られるフェライト分率を最適化させるため、200℃から焼鈍温度：800〜950℃まで、平均昇温速度：0.1〜10℃/秒で加熱し、焼鈍温度：800〜950℃で焼鈍し、焼鈍温度から（焼鈍温度−20℃）まで、冷却速度：0.1〜10℃/秒で冷却し、（焼鈍温度−20℃）において5〜500秒保持した後、冷却停止温度：450℃〜650℃まで、平均冷却速度：1〜30℃/秒で冷却する。
次いで、450℃〜650℃で10〜300秒保持後、200℃まで、平均冷却速度：1〜100℃/秒で冷却する。
以上により、本発明の目的とする高強度冷延鋼板が得られる。
本発明の製造方法では、最終的なフェライト相の分率および結晶粒径は熱延工程ではなく、冷間圧延後の焼鈍工程で達成される。しかし、優れた加工性を達成するには、熱延板組織制御も重要である。熱延板組織制御の考え方は、均一な組織の造りこみである。すなわち、仕上げ圧延温度制御により展延粒にならないように整粒組織化し、熱延後の冷却制御により層状組織にならないように整粒組織化し、巻き取り温度制御によりフェライトよりC量の多い硬質なパーライトやマルテンサイトの少ない組織とする。そして、これらの制御により均一な組織を達成し焼鈍前の組織を最適化する。焼鈍前の組織が不均一であると、例えば、展伸粒が存在すると、伸びが劣化する。硬質なパーライトまたはマルテンサイトが存在すると伸びフランジ性が低下する傾向にある。
まず、上記の成分組成に調整された溶鋼から、連続鋳造または造塊でスラブを溶製する。次いで、得られたスラブを冷却後再加熱した後、あるいは鋳造後加熱処理を経ずにそのまま熱間圧延を行う。
次いで、スラブ加熱温度：1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度：850〜950℃で熱間圧延を行うことで、フェライト相とパーライト相の2相からなるバンド状組織を抑制し熱延板を均一組織化する。
次いで、伸びフランジ性などの加工性を向上させるため、前記熱間仕上げ圧延温度から(熱間仕上げ圧延温度-100℃)まで、平均冷却速度：5〜200℃/秒で冷却する。
次いで、表面性状および冷間圧延性を向上させるため、巻取り温度：400〜600℃で巻き取り、酸洗、冷間圧延後、所望の板厚とする。冷間圧延率（圧下率）は、フェライト相の再結晶促進により延性を向上させるため30%以上が望ましい。
次いで、冷却開始前の焼鈍時の組織を制御し最終的に得られるフェライト分率を最適化させるため、200℃から焼鈍温度：800〜950℃まで、平均昇温速度：0.1〜10℃/秒で加熱し、焼鈍温度：800〜950℃で焼鈍し、焼鈍温度から（焼鈍温度−20℃）まで、冷却速度：0.1〜10℃/秒で冷却し、（焼鈍温度−20℃）において5〜500秒保持した後、冷却停止温度：450℃〜650℃まで、平均冷却速度：1〜30℃/秒で冷却する。
次いで、450℃〜650℃で10〜300秒保持後、200℃まで、平均冷却速度：1〜100℃/秒で冷却する。
以上により、本発明の目的とする高強度冷延鋼板が得られる。
本発明の製造方法では、最終的なフェライト相の分率および結晶粒径は熱延工程ではなく、冷間圧延後の焼鈍工程で達成される。しかし、優れた加工性を達成するには、熱延板組織制御も重要である。熱延板組織制御の考え方は、均一な組織の造りこみである。すなわち、仕上げ圧延温度制御により展延粒にならないように整粒組織化し、熱延後の冷却制御により層状組織にならないように整粒組織化し、巻き取り温度制御によりフェライトよりC量の多い硬質なパーライトやマルテンサイトの少ない組織とする。そして、これらの制御により均一な組織を達成し焼鈍前の組織を最適化する。焼鈍前の組織が不均一であると、例えば、展伸粒が存在すると、伸びが劣化する。硬質なパーライトまたはマルテンサイトが存在すると伸びフランジ性が低下する傾向にある。
以下に、製造条件の限定範囲および限定理由を詳細に説明する。
スラブ加熱温度：1150〜1300℃
鋼片スラブ加熱段階に存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在するため、強度に寄与しない。そこで、鋳造時に析出したTi、Nb系析出物を再溶解させる必要がある。ゆえに、スラブ加熱温度は、1150℃以上とする。また、スラブ表層の気泡、偏析など欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、スラブ加熱温度は1150℃以上とする。
一方、1300℃を超えて加熱すると、過度に鋼板表面にスケールが生成し、スケールオフ後の鋼板表面に凹凸を生じ、成形性、特に伸びフランジ性を低下させる。
以上より、スラブ加熱温度は1150℃以上1300℃以下とする。
鋼片スラブ加熱段階に存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在するため、強度に寄与しない。そこで、鋳造時に析出したTi、Nb系析出物を再溶解させる必要がある。ゆえに、スラブ加熱温度は、1150℃以上とする。また、スラブ表層の気泡、偏析など欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、スラブ加熱温度は1150℃以上とする。
一方、1300℃を超えて加熱すると、過度に鋼板表面にスケールが生成し、スケールオフ後の鋼板表面に凹凸を生じ、成形性、特に伸びフランジ性を低下させる。
以上より、スラブ加熱温度は1150℃以上1300℃以下とする。
仕上げ圧延温度：850〜950℃
仕上げ圧延温度を850℃以上とすることにより加工性（延性、伸びフランジ性）を著しく向上させることができる。仕上げ圧延温度が850℃未満の場合、熱間圧延温度域と未再結晶温度域が同じとなり、熱間圧延中に未再結晶のオーステナイトが存在し、熱間圧延後に、結晶が展伸された加工組織となり、冷延−焼鈍後に不均一な組織となりやすく、加工時の材料の均一な変形が阻害され、優れた加工性を得ることが困難となる。
一方、仕上げ圧延温度が950℃を超えると酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄-酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また結晶粒径が過度に粗大となると加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。
以上より、仕上げ圧延温度は850℃以上950℃以下とし、好ましくは880℃以上930℃以下である。
仕上げ圧延温度を850℃以上とすることにより加工性（延性、伸びフランジ性）を著しく向上させることができる。仕上げ圧延温度が850℃未満の場合、熱間圧延温度域と未再結晶温度域が同じとなり、熱間圧延中に未再結晶のオーステナイトが存在し、熱間圧延後に、結晶が展伸された加工組織となり、冷延−焼鈍後に不均一な組織となりやすく、加工時の材料の均一な変形が阻害され、優れた加工性を得ることが困難となる。
一方、仕上げ圧延温度が950℃を超えると酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄-酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また結晶粒径が過度に粗大となると加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。
以上より、仕上げ圧延温度は850℃以上950℃以下とし、好ましくは880℃以上930℃以下である。
熱間仕上げ圧延温度から(熱間仕上げ圧延温度-100℃)まで、平均冷却速度：5〜200℃/秒で冷却
仕上げ圧延直後の高温域（仕上温度〜（仕上温度-100℃））にて、冷却速度が5℃/秒未満であると、熱延後再結晶し、粒成長し、熱延板組織が粗大化する。また、フェライトとパーライトが層状に形成されたバンド状組織となる。焼鈍前にバンド状組織になると、成分の濃度ムラが形成された状態で熱処理されるため、冷延-焼鈍工程での熱処理では組織の微細均一化が困難となり、最終的に得られる組織が不均一となり、伸びフランジ性が低下する。このため、仕上温度から（仕上温度-100℃）までの平均冷却速度は5℃/秒以上とする。一方、仕上温度から（仕上温度-100℃）までの温度域における平均冷却速度が200℃/秒を超えても効果は飽和する傾向にあるので、平均冷却速度は200℃/秒以下とする。好ましくは30℃/秒以上150℃/秒以下である。
仕上げ圧延直後の高温域（仕上温度〜（仕上温度-100℃））にて、冷却速度が5℃/秒未満であると、熱延後再結晶し、粒成長し、熱延板組織が粗大化する。また、フェライトとパーライトが層状に形成されたバンド状組織となる。焼鈍前にバンド状組織になると、成分の濃度ムラが形成された状態で熱処理されるため、冷延-焼鈍工程での熱処理では組織の微細均一化が困難となり、最終的に得られる組織が不均一となり、伸びフランジ性が低下する。このため、仕上温度から（仕上温度-100℃）までの平均冷却速度は5℃/秒以上とする。一方、仕上温度から（仕上温度-100℃）までの温度域における平均冷却速度が200℃/秒を超えても効果は飽和する傾向にあるので、平均冷却速度は200℃/秒以下とする。好ましくは30℃/秒以上150℃/秒以下である。
巻取り温度：400〜600℃
巻取り温度が600℃を超えると、熱延スケール厚が増加し、酸洗、冷間圧延後の表面が荒れ、表面に凹凸が形成されるため加工性を低下する。また、フェライト相とパーライト相から構成される組織となり、熱延板でのC分布が局在化し、不均一となり、最終的に、焼鈍熱処理時に元々パーライト相であった部位がベイナイト相やマルテンサイト相となることにより低温変態相の体積分率が過剰となる。
一方、400℃未満では熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する傾向にある。
以上より、巻取り温度は400℃以上600℃以下とする。
巻取り温度が600℃を超えると、熱延スケール厚が増加し、酸洗、冷間圧延後の表面が荒れ、表面に凹凸が形成されるため加工性を低下する。また、フェライト相とパーライト相から構成される組織となり、熱延板でのC分布が局在化し、不均一となり、最終的に、焼鈍熱処理時に元々パーライト相であった部位がベイナイト相やマルテンサイト相となることにより低温変態相の体積分率が過剰となる。
一方、400℃未満では熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する傾向にある。
以上より、巻取り温度は400℃以上600℃以下とする。
酸洗、冷間圧延
熱間圧延工程を経た熱延鋼板は、次いで、酸洗処理が施される。酸洗は、通常公知の条件に準じて行うことができる。酸の種類は特に限定はしないが、塩酸が一般的に好ましい。
酸洗処理済みの熱延板に冷間圧延を施す。冷間圧延条件は、通常公知の条件でよく、特に限定しない。しかし、組織の均一性を確保する観点およびフェライト相の再結晶促進により延性を向上させる観点から、30%以上の冷間圧延率が好ましい。また、圧延負荷が増大しすぎると生産性が低下するため、冷間圧率の上限は70％程度とするのが好ましい。
熱間圧延工程を経た熱延鋼板は、次いで、酸洗処理が施される。酸洗は、通常公知の条件に準じて行うことができる。酸の種類は特に限定はしないが、塩酸が一般的に好ましい。
酸洗処理済みの熱延板に冷間圧延を施す。冷間圧延条件は、通常公知の条件でよく、特に限定しない。しかし、組織の均一性を確保する観点およびフェライト相の再結晶促進により延性を向上させる観点から、30%以上の冷間圧延率が好ましい。また、圧延負荷が増大しすぎると生産性が低下するため、冷間圧率の上限は70％程度とするのが好ましい。
次に、冷間圧延後の焼鈍工程の考え方を以下に述べる。
一旦、高温の焼鈍温度まで加熱し、C、Si、Mnなどの元素の拡散を促進し、元素濃度の局在のない均一な状態にすることにより、その後の冷却、保持工程において生成するフェライト相や低温変態相など各相における硬さのバラツキが少なくなる。さらに、フェライト+オーステナイトの2相域の低温焼鈍とするのではなく、一旦高温まで加熱することにより、オーステナイト中へのC濃化を抑制し最終的に得られる低温変態相の硬さ自身を低下する。その結果、フェライト相との硬度差が低減し、極めて均一な組織が得られ、優れた加工性の確保が可能となる。
結晶粒径は昇温、焼鈍、冷却前保持温度、時間に主に依存するが、結晶粒径が過度に微細になりすぎると、オーステナイトからのフェライト変態が促進され、フェライト+オーステナイトの2相分離が進行しやすく、2相分離が過度に進行すると、オーステナイト中へのC濃化が促進され、最終的に得られる低温変態相が硬質化し、加工性に悪影響をおよぼす。一方、結晶粒が粗大化しすぎると、低温変態相同士の間隔が広がることになり、均一な組織を得ることが困難となり、加工性、特に伸びフランジ性が低下する。
フェライト相の分率は冷却前の温度、冷却速度の影響が大きい。しかし、低温変態相の硬さにもよるが、フェライト相が過度に存在するとTS確保が困難となり、少なすぎると加工性が低下する。
低温変態相の種類は冷却停止温度、保持時間、保持後の冷却条件に主に依存するが、硬質なセメンタイトが層状に局所的に存在するパーライト相が生成すると、加工性が低下する。したがって、以上より、構成元素の拡散を促進し、オーステナイト中へのCの過度の濃化を抑制し、フェライト相分率を所定量に制御し、低温変態相の種類を特定することにより初めて優れた加工性が得られることになり、本発明においては、上記技術思想に基づき、以下に記述する製造条件に制御した。
一旦、高温の焼鈍温度まで加熱し、C、Si、Mnなどの元素の拡散を促進し、元素濃度の局在のない均一な状態にすることにより、その後の冷却、保持工程において生成するフェライト相や低温変態相など各相における硬さのバラツキが少なくなる。さらに、フェライト+オーステナイトの2相域の低温焼鈍とするのではなく、一旦高温まで加熱することにより、オーステナイト中へのC濃化を抑制し最終的に得られる低温変態相の硬さ自身を低下する。その結果、フェライト相との硬度差が低減し、極めて均一な組織が得られ、優れた加工性の確保が可能となる。
結晶粒径は昇温、焼鈍、冷却前保持温度、時間に主に依存するが、結晶粒径が過度に微細になりすぎると、オーステナイトからのフェライト変態が促進され、フェライト+オーステナイトの2相分離が進行しやすく、2相分離が過度に進行すると、オーステナイト中へのC濃化が促進され、最終的に得られる低温変態相が硬質化し、加工性に悪影響をおよぼす。一方、結晶粒が粗大化しすぎると、低温変態相同士の間隔が広がることになり、均一な組織を得ることが困難となり、加工性、特に伸びフランジ性が低下する。
フェライト相の分率は冷却前の温度、冷却速度の影響が大きい。しかし、低温変態相の硬さにもよるが、フェライト相が過度に存在するとTS確保が困難となり、少なすぎると加工性が低下する。
低温変態相の種類は冷却停止温度、保持時間、保持後の冷却条件に主に依存するが、硬質なセメンタイトが層状に局所的に存在するパーライト相が生成すると、加工性が低下する。したがって、以上より、構成元素の拡散を促進し、オーステナイト中へのCの過度の濃化を抑制し、フェライト相分率を所定量に制御し、低温変態相の種類を特定することにより初めて優れた加工性が得られることになり、本発明においては、上記技術思想に基づき、以下に記述する製造条件に制御した。
200℃から焼鈍温度：800〜950℃まで、平均昇温速度：0.1〜10℃/秒で加熱
昇温速度が0.1℃/秒より遅いと、結晶粒径が過度に粗大化し、伸びフランジ性が低下する。また、平均昇温速度が10℃/秒より速い場合、オーステナイトの生成が遅く、最終的に得られるフェライト相分率が多くなり、強度確保が困難となる。
以上より、平均昇温速度は0.1℃/秒以上10℃/秒以下とする。好ましくは0.5℃/秒以上5.0℃/秒以下である。
焼鈍温度が800℃より低い場合、冷間加工により導入された歪が未回復の、未再結晶フェライトが存在することになり、伸び、穴拡げ率など加工性が劣化する傾向にある。昇温後の均熱工程の前に、一旦800℃以上の温度域に加熱することによって、熱延ままの状態である（例えば、バンド状組織に代表されるMnなど）元素の不均一分布を解消し、最終製品において均一な組織を得ることが可能となり、良好な成形性、特に伸びフランジ性を確保することができる。
一方、950℃を超えて加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、その後の冷却過程で生成するフェライト相の量が減少し伸びが低下する。また、フェライト相や低温変態相の所望の結晶粒径を確保することが困難となり、伸びフランジ性が劣化する。
以上より、焼鈍温度は800℃以上950℃以下とする。好ましくは820℃以上880℃以下である。
昇温速度が0.1℃/秒より遅いと、結晶粒径が過度に粗大化し、伸びフランジ性が低下する。また、平均昇温速度が10℃/秒より速い場合、オーステナイトの生成が遅く、最終的に得られるフェライト相分率が多くなり、強度確保が困難となる。
以上より、平均昇温速度は0.1℃/秒以上10℃/秒以下とする。好ましくは0.5℃/秒以上5.0℃/秒以下である。
焼鈍温度が800℃より低い場合、冷間加工により導入された歪が未回復の、未再結晶フェライトが存在することになり、伸び、穴拡げ率など加工性が劣化する傾向にある。昇温後の均熱工程の前に、一旦800℃以上の温度域に加熱することによって、熱延ままの状態である（例えば、バンド状組織に代表されるMnなど）元素の不均一分布を解消し、最終製品において均一な組織を得ることが可能となり、良好な成形性、特に伸びフランジ性を確保することができる。
一方、950℃を超えて加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、その後の冷却過程で生成するフェライト相の量が減少し伸びが低下する。また、フェライト相や低温変態相の所望の結晶粒径を確保することが困難となり、伸びフランジ性が劣化する。
以上より、焼鈍温度は800℃以上950℃以下とする。好ましくは820℃以上880℃以下である。
焼鈍温度から（焼鈍温度−20℃）まで、平均冷却速度：0.1〜10℃/秒で冷却し、
（焼鈍温度−20℃）において5〜500秒保持
上述のとおり、室温から直接、保持温度まで加熱昇温させるより、一旦高温まで加熱後、所望の温度にて保持するほうが、最終製品において均一な組織を得ることが可能となる。したがって、本発明では、一旦高温まで加熱後、保持温度まで冷却し、所望の保持温度に制御する。
平均冷却速度が0.1℃/秒未満では、保持温度までの制御性には優れているが、結果的に高温に滞留する時間が増加することになり、オーステナイト粒径が過度に粗大化する。
一方、10℃/秒を超えると、保持温度に制御することが困難となり、所望の温度で均熱保持できなくなり、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相の各体積分率を制御することが不可能となる。
以上より、平均冷却速度は0.1℃/秒以上10℃/秒以下、好ましくは0.5℃/秒以上5.0℃/秒以下である。
保持温度を焼鈍温度-20℃とする理由も上記と同様で、焼鈍温度との差が20℃を超えると保持温度を制御することが困難となる。
保持時間が5秒未満では焼鈍中に未溶解炭化物が存在する可能性が高くなり、焼鈍中あるいは冷却開始温度におけるオーステナイト相の存在量が少なくなる可能性があり、最終的にTS590MPa確保が困難となる。
一方、保持時間が500秒を超えると加熱焼鈍中のオーステナイト相の粒径が粗大化し、最終的に熱処理後に得られる鋼板の組織が過度に粗大化し、穴拡げ率が低下する傾向にある。加えて、粗大粒に起因し、プレス成形後の肌荒れの原因ともなり好ましくない。また冷却停止温度までの冷却過程中のフェライト相の生成量も減少するため伸びも低下する傾向にある。
したがって、保持時間は5秒以上500秒以下とする。好ましくは20秒以上200秒以下である。
（焼鈍温度−20℃）において5〜500秒保持
上述のとおり、室温から直接、保持温度まで加熱昇温させるより、一旦高温まで加熱後、所望の温度にて保持するほうが、最終製品において均一な組織を得ることが可能となる。したがって、本発明では、一旦高温まで加熱後、保持温度まで冷却し、所望の保持温度に制御する。
平均冷却速度が0.1℃/秒未満では、保持温度までの制御性には優れているが、結果的に高温に滞留する時間が増加することになり、オーステナイト粒径が過度に粗大化する。
一方、10℃/秒を超えると、保持温度に制御することが困難となり、所望の温度で均熱保持できなくなり、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相の各体積分率を制御することが不可能となる。
以上より、平均冷却速度は0.1℃/秒以上10℃/秒以下、好ましくは0.5℃/秒以上5.0℃/秒以下である。
保持温度を焼鈍温度-20℃とする理由も上記と同様で、焼鈍温度との差が20℃を超えると保持温度を制御することが困難となる。
保持時間が5秒未満では焼鈍中に未溶解炭化物が存在する可能性が高くなり、焼鈍中あるいは冷却開始温度におけるオーステナイト相の存在量が少なくなる可能性があり、最終的にTS590MPa確保が困難となる。
一方、保持時間が500秒を超えると加熱焼鈍中のオーステナイト相の粒径が粗大化し、最終的に熱処理後に得られる鋼板の組織が過度に粗大化し、穴拡げ率が低下する傾向にある。加えて、粗大粒に起因し、プレス成形後の肌荒れの原因ともなり好ましくない。また冷却停止温度までの冷却過程中のフェライト相の生成量も減少するため伸びも低下する傾向にある。
したがって、保持時間は5秒以上500秒以下とする。好ましくは20秒以上200秒以下である。
冷却停止温度：450℃〜650℃まで、平均冷却速度：1〜30℃/秒で冷却し、450〜650℃で、10〜300秒保持
平均冷却速度は軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相およびベイナイト相の存在比率を制御し、TS590MPa級以上の強度と加工性を確保するのに重要な役割を担っている。すなわち、平均冷却速度が30℃/秒を超えると、冷却中のフェライト生成が抑制され、過度に低温変態相であるマルテンサイト相およびベイナイト相が生成するためTS590MPa級確保は容易であるが、成形性が劣化する。
一方、1℃/秒未満では、冷却過程中に生成するフェライト相の量が多くなりすぎ、TSの低下を招く傾向にある。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。
以上より、平均冷却速度：1℃/秒以上30℃/秒以下、好ましくは5℃/秒以上20℃/秒以下である。
冷却停止温度が650℃より高い場合、その後の保持工程においてオーステナイトから生成する低温変態相であるベイナイト相が軟質化し、さらには、パーライト変態がフェライト変態とともに進行し、TS590MPa級確保が困難となる。
一方、冷却停止温度が450℃未満の場合、硬質な残留オーステナイト相、マルテンサイト相が生成しすぎて伸びフランジ性が低下する。
以上より、冷却停止温度は450℃以上650℃以下である。好ましくは500℃以上600℃以下である。
保持時間が10秒に満たない場合、低温で冷却停止した場合と同様に硬質なマルテンサイト相が生成しすぎて、高強度化しすぎすため伸びフランジ性が低下する。
一方、保持時間が300秒を超えると、低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相が保持中に焼き戻され軟化しすぎるため、TS590MPa確保が困難となる。
以上より、保持時間は10秒以上300秒以下である。好ましくは50秒以上200秒以下である。
平均冷却速度は軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相およびベイナイト相の存在比率を制御し、TS590MPa級以上の強度と加工性を確保するのに重要な役割を担っている。すなわち、平均冷却速度が30℃/秒を超えると、冷却中のフェライト生成が抑制され、過度に低温変態相であるマルテンサイト相およびベイナイト相が生成するためTS590MPa級確保は容易であるが、成形性が劣化する。
一方、1℃/秒未満では、冷却過程中に生成するフェライト相の量が多くなりすぎ、TSの低下を招く傾向にある。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。
以上より、平均冷却速度：1℃/秒以上30℃/秒以下、好ましくは5℃/秒以上20℃/秒以下である。
冷却停止温度が650℃より高い場合、その後の保持工程においてオーステナイトから生成する低温変態相であるベイナイト相が軟質化し、さらには、パーライト変態がフェライト変態とともに進行し、TS590MPa級確保が困難となる。
一方、冷却停止温度が450℃未満の場合、硬質な残留オーステナイト相、マルテンサイト相が生成しすぎて伸びフランジ性が低下する。
以上より、冷却停止温度は450℃以上650℃以下である。好ましくは500℃以上600℃以下である。
保持時間が10秒に満たない場合、低温で冷却停止した場合と同様に硬質なマルテンサイト相が生成しすぎて、高強度化しすぎすため伸びフランジ性が低下する。
一方、保持時間が300秒を超えると、低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相が保持中に焼き戻され軟化しすぎるため、TS590MPa確保が困難となる。
以上より、保持時間は10秒以上300秒以下である。好ましくは50秒以上200秒以下である。
200℃まで、平均冷却速度：1〜100℃/秒で冷却
冷却速度が1℃/秒未満の場合、保持時間が長い場合と同様に、低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相が焼き戻され軟化しすぎるため、TS590MPa確保が困難となる。保持後の冷却過程では、焼鈍、冷却、保持工程後も未変態のオーステナイトがマルテンサイト相へ変態するため、1℃/秒以上の冷却速度であれば問題ない。
一方、100℃/秒を超えても得られる最終組織は変わらず、その効果は飽和する。
したがって、平均冷却速度は1℃/秒以上100℃以下とする。好ましくは2℃/秒以上50℃/秒以下である。
連続焼鈍後、最終的に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歪が導入され結晶粒が展伸され圧延加工組織となり、延性が低下するため、スキンパス圧延を行う場合、圧下率は0.1〜1.5％が好ましい。
また、以上により得られた冷間圧延鋼板に亜鉛を主体とするめっき層を形成するめっき処理を施しても本発明の効果は得られ、亜鉛系めっき皮膜が形成された鋼板（例えば、電気亜鉛系めっき鋼板、溶融亜鉛系めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）とすることも可能である。なお、ここで、亜鉛を主体とするめっき層とは、亜鉛をmass％で60％以上含有するめっき層を意味する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板とするに際しては、合金化処理は溶融亜鉛めっき処理を施した後450〜550℃の範囲で行うのが好ましい。450℃未満では合金化が進行せず、550℃超えでは過度に合金化が進行しプレス時にめっき層が剥離する。その他のめっき条件は通常公知の条件に準じて行うことができる。
冷却速度が1℃/秒未満の場合、保持時間が長い場合と同様に、低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相が焼き戻され軟化しすぎるため、TS590MPa確保が困難となる。保持後の冷却過程では、焼鈍、冷却、保持工程後も未変態のオーステナイトがマルテンサイト相へ変態するため、1℃/秒以上の冷却速度であれば問題ない。
一方、100℃/秒を超えても得られる最終組織は変わらず、その効果は飽和する。
したがって、平均冷却速度は1℃/秒以上100℃以下とする。好ましくは2℃/秒以上50℃/秒以下である。
連続焼鈍後、最終的に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歪が導入され結晶粒が展伸され圧延加工組織となり、延性が低下するため、スキンパス圧延を行う場合、圧下率は0.1〜1.5％が好ましい。
また、以上により得られた冷間圧延鋼板に亜鉛を主体とするめっき層を形成するめっき処理を施しても本発明の効果は得られ、亜鉛系めっき皮膜が形成された鋼板（例えば、電気亜鉛系めっき鋼板、溶融亜鉛系めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）とすることも可能である。なお、ここで、亜鉛を主体とするめっき層とは、亜鉛をmass％で60％以上含有するめっき層を意味する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板とするに際しては、合金化処理は溶融亜鉛めっき処理を施した後450〜550℃の範囲で行うのが好ましい。450℃未満では合金化が進行せず、550℃超えでは過度に合金化が進行しプレス時にめっき層が剥離する。その他のめっき条件は通常公知の条件に準じて行うことができる。
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製してスラブとし、表2に示す各条件で熱延後、酸洗、圧下率50％の冷間圧延を行い、次いで、表2に示す条件で連続焼鈍処理を行い板厚1.4mmの冷延鋼板およびめっき鋼板を製造した。
得られた冷延鋼板およびめっき鋼板について、下記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。なお、表2において、溶融亜鉛めっき処理鋼板のめっきの両面付着量は80g/m2、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっきの両面付着量は100g/m2、合金化度は8.5〜9.5%Fe、電気亜鉛めっき鋼板の片面めっき付着量は20g/m2とした。
得られた冷延鋼板およびめっき鋼板について、下記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。なお、表2において、溶融亜鉛めっき処理鋼板のめっきの両面付着量は80g/m2、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっきの両面付着量は100g/m2、合金化度は8.5〜9.5%Fe、電気亜鉛めっき鋼板の片面めっき付着量は20g/m2とした。
(1)鋼板の組織
圧延方向断面、板厚1/4面位置を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（SEM）で観察することにより調査した。観察はN=5で実施した。フェライト相結晶粒径は、JISG0552（1998）に規定の方法に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。
フェライト相体積分率は倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100mm×100mm四方の正方形領域内に存在するフェライト相の占有面積を求め、これをフェライト相の体積分率とした。
マルテンサイト相およびベイナイト相の結晶粒径も同様にJISG0552（1998）に規定の方法に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。低温変態相の区別は倍率3000倍の断面組織写真を用いて、フェライト相以外の低温変態相において炭化物の観察されるものをベイナイト、炭化物の観察されない平滑な表面として観察された場合マルテンサイトと判定した。
圧延方向断面、板厚1/4面位置を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（SEM）で観察することにより調査した。観察はN=5で実施した。フェライト相結晶粒径は、JISG0552（1998）に規定の方法に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。
フェライト相体積分率は倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100mm×100mm四方の正方形領域内に存在するフェライト相の占有面積を求め、これをフェライト相の体積分率とした。
マルテンサイト相およびベイナイト相の結晶粒径も同様にJISG0552（1998）に規定の方法に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。低温変態相の区別は倍率3000倍の断面組織写真を用いて、フェライト相以外の低温変態相において炭化物の観察されるものをベイナイト、炭化物の観察されない平滑な表面として観察された場合マルテンサイトと判定した。
(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JISZ2201に記載の5号試験片を用い、JISZ2241準拠した引張試験を行い評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×El≧15000MPa・％以上を良好とした。
(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、60°の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径dを測定し、穴拡げ率（％）=（（d- d０）/ d０）×100として算出した。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、穴拡げ率の評価基準はTS×λ≧60000MPa・％以上を良好とした。
圧延方向と90°の方向を長手方向（引張方向）とするJISZ2201に記載の5号試験片を用い、JISZ2241準拠した引張試験を行い評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×El≧15000MPa・％以上を良好とした。
(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、60°の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径dを測定し、穴拡げ率（％）=（（d- d０）/ d０）×100として算出した。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、穴拡げ率の評価基準はTS×λ≧60000MPa・％以上を良好とした。
表3より、本発明例では、TSが590MPa以上、鋼板TS×El≧15000MPa・％以上、TS×λ≧60000MPa・％を満足し、加工性に優れる高強度冷延鋼板が得られていることがわかる。
一方、比較例においては、例えば、スラブ加熱温度、圧延温度、加熱保持時間のいずれかの条件が本発明範囲外であるNo11、12、18はフェライト相の結晶粒径が過度に微細なため、伸びフランジ性が劣っている。
冷却速度または2次昇温速度が本発明範囲外であるNo13、15はフェライト相の結晶粒径が過度に粗大なため、伸びフランジ性が劣っている。
平均冷却速度が本発明範囲外であるNo17はフェライト相の分率が少なく、TSが高く、加工性に劣る。
焼鈍温度、冷却速度が本発明範囲外であるNo16、22はフェライト相の分率が多くTSが590MPaよりも低い。
一方、比較例においては、例えば、スラブ加熱温度、圧延温度、加熱保持時間のいずれかの条件が本発明範囲外であるNo11、12、18はフェライト相の結晶粒径が過度に微細なため、伸びフランジ性が劣っている。
冷却速度または2次昇温速度が本発明範囲外であるNo13、15はフェライト相の結晶粒径が過度に粗大なため、伸びフランジ性が劣っている。
平均冷却速度が本発明範囲外であるNo17はフェライト相の分率が少なく、TSが高く、加工性に劣る。
焼鈍温度、冷却速度が本発明範囲外であるNo16、22はフェライト相の分率が多くTSが590MPaよりも低い。
本発明の鋼板は、自動車の外板を中心に、高強度化を必要とする各種自動車などの部品に対して好適に使用できる。
Claims (4)
- mass％で、C:0.01〜0.04％未満、Si:0.01〜0.30％未満、Mn:2.0〜2.5％、P:0.001〜0.030％未満、S: 0.0030％以下、Al:0.005〜0.1％、N:0.01％以下、Cr:0.01〜1.0％、B:0.0001〜0.0020％、Ca:0.0001〜0.0020％、TiおよびNbから選ばれるいずれか1種または2種の合計：0.001〜0.1％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、フェライト相の平均結晶粒径が5.0μm超〜15.0μm、マルテンサイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μm及びベイナイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μmであって、体積分率で、該フェライト相が70〜90％、該マルテンサイト相及び該ベイナイト相の合計が10〜30％である組織を有し、引張強度（TS）×伸び（El）≧15000MPa・%であり、引張強度（TS）×穴拡げ率（λ）≧60000MPa・%であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
- 鋼板表面に亜鉛系めっき層を有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
- mass％で、C:0.01〜0.04％未満、Si:0.01〜0.30％未満、Mn:2.0〜2.5％、P:0.001〜0.030％未満、S: 0.0030％以下、Al:0.005〜0.1％、N:0.01％以下、Cr:0.01〜1.0％、B:0.0001〜0.0020％、Ca:0.0001〜0.0020％、TiおよびNbから選ばれるいずれか1種または2種の合計：0.001〜0.1％を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる鋼スラブを、スラブ加熱温度：1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度：850〜950℃で熱間圧延し、次いで、前記熱間仕上げ圧延温度から(熱間仕上げ圧延温度-100℃)までの平均冷却速度：5〜200℃/秒として冷却し、巻取り温度：400〜600℃で巻取り、酸洗、冷間圧延した後、次いで、200℃から焼鈍温度：800〜950℃まで、平均昇温速度：0.1〜10℃/秒で加熱し、焼鈍温度から（焼鈍温度−20℃）まで、平均冷却速度：0.1〜10℃/秒で冷却し、（焼鈍温度−20℃）において5〜500秒保持した後、（焼鈍温度−20℃）から冷却停止温度：450℃〜650℃まで、平均冷却速度：1〜30℃/秒で冷却し、450〜650℃において、10〜300秒保持後、200℃まで、平均冷却速度：1〜100℃/秒で冷却することでフェライト相の平均結晶粒径が5.0μm超〜15.0μm、マルテンサイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μm及びベイナイト相の平均結晶粒径が2.0μm〜10.0μmであって、体積分率で、該フェライト相が70〜90％、該マルテンサイト相及び該ベイナイト相の合計が10〜30％である組織を有し、引張強度（TS）×伸び（El）≧15000MPa・%であり、引張強度（TS）×穴拡げ率（λ）≧60000MPa・%であることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延後、さらに、亜鉛系めっき処理を施すことを特徴とする請求項３に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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