JP5466562B2 - 伸びおよび曲げ性に優れた高強度冷延鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、自動車部品等に用いられる加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関し、詳細には、伸び（全伸び）と曲げ性が改善された高強度鋼板に関する。

例えば自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的として高強度が求められるとともに、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。

このため、伸び（全伸び；Ｅｌ）および曲げ性が改善されるとともに、さらに成形性の方向依存性が小さい高強度鋼板の提供が切望されており、例えば、引張強度ＴＳが１０００ＭＰａ以上（望ましくは１２００ＭＰａ以上）で、ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％以上（望ましくは１８０００ＭＰａ・％以上）、かつ、圧延方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｌおよび圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｃがともに１．５ｍｍ以下（望ましくは０．５ｍｍ以下）で、該両方向の限界曲げ半径の差｜Ｒ_Ｃ−Ｒ_Ｌ｜が１．０ｍｍ以下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、強度と伸びと曲げ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、鋼板表層にフェライト体積率９０％以上で厚さが１０〜１００μｍの軟質層を有し、中心部の組織は焼戻マルテンサイト体積率が３０〜８０％であり、０．５≦（焼戻マルテンサイト中のＳｉ濃度）／（フェライト中のＳｉ濃度）≦１．５である高強度冷延鋼板が開示されている。

この鋼板は、引張強度ＴＳが１０００ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％以上、かつ、圧延方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｌ（同文献の段落［００６７］参照）が１．５ｍｍ以下を達成しているものの、圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径Ｒ_cはもとより、圧延方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｃと圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｌとの差｜Ｒ_Ｃ−Ｒ_Ｌ｜については何ら言及されておらず、上記要望レベルにおける成形性の方向依存性をも満足するか否かについては不明である（同文献の表３の発明例参照）。

また、特許文献２には、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、前記フェライトの（１１０）結晶面の最大集積度が１．７以下である冷延鋼板が開示されている。

この鋼板は、フェライトの（１１０）結晶面の最大集積度を１．７以下とすることで、伸びの異方性を小さくして成形性の方向依存性を小さくするものであるが、フェライトの割合が少ないうえに、フェライトの連結度が高くなり、またフェライトの粒径が大きくなるので、強度と伸びのバランスを示す指標であるＴＳ×Ｅｌが上記要望レベルを満たさず（同文献の表３参照）、また、曲げ性も上記要望レベルを満たさない可能性が高い。

特開２００５−２５６０４４号公報 特開２００９−１２７０８９号公報

そこで本発明の目的は、強度と伸びのバランスを改善しつつ、より曲げ性に優れた高強度冷延鋼板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％、
Ｐ：０．０５０％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０５０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｃａ：０．０１００％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２５〜７５％含み、
残部が焼戻しマルテンサイトからなり、
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し、
前記フェライトの引張強度に対する前記焼戻しマルテンサイトの引張強度の倍率で定義される焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比が４以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトに周囲を取り囲まれたフェライト領域（単一のフェライト粒子からなる領域、または、複数のフェライト粒子同士が連結してなる領域を意味する。）の圧延方向の最大直径をＤ_Ｌとし、該フェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径をＤ_Ｃとしたとき、Ｄ_ＬとＤ_Ｃの大きい方が１０μｍ以下で、かつ、Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｃ比が０．５〜２．０である、
ことを特徴とする伸びおよび曲げ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４００００μｍ^２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１ｍｍ^２当たり５個以下である、請求項１に記載の伸びおよび曲げ性に優れた高強度冷延鋼板である。

本発明によれば、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、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とともに、該フェライトと焼戻しマルテンサイトの強度比を制御し、さらに、マルテンサイトに周りを取り囲まれて孤立分散したフェライト領域について、その最大直径、および、その圧延方向の最大直径と圧延方向に直角の方向の最大直径との比率を制御することで、強度と伸びのバランスを
確保しつつ、曲げ性をより改善することが可能となり、強度と伸びのバランスが高められた、より成形性に優れた高強度鋼板を提供できるようになった。

フェライト同士連結率の測定方法を説明するための断面図である。 焼戻しマルテンサイトに周囲を取り囲まれたフェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径Ｄ_Ｃの測定方法を説明するための断面図である。

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着目し、引張強度と伸びのバランスを確保しつつ曲げ性をさらに改善できれば、上記要望レベルを満足しうる高強度鋼板が得られると考え、引張強度（以下、単に「強度」ともいう。）と伸びと曲げ性の間のバランスに及ぼす各種要因の影響を調査するなど鋭意検討を行ってきた。その結果、フェライトの割合のみならず、該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とともに、該フェライトと焼戻しマルテンサイトの強度比を制御し、さらに、焼戻しマルテンサイトに周りを取り囲まれて孤立分散したフェライト領域について、その最大直径、および、その圧延方向の最大直径と圧延方向に直角の方向の最大直径との比率を制御することで、強度と伸びのバランスを確保しつつ、曲げ性を向上できることを見出した。

ここで、曲げ性を支配する因子について以下に理論的考察を述べる。

すなわち、曲げ性を評価する曲げ試験により発生する破壊は、ある曲げ半径で材料を変形させたとき、その曲げ頂点に導入される歪の最大値が、材料固有の極限変形能を超えることで発生する。そのため、曲げ頂点に導入される歪量を抑制するか、材料固有の極限変形能を高めることが曲げ性改善に有効な手段となる。

そして、曲げ頂点に導入される歪量は２つの因子で支配される。一つ目の因子は加工硬化指数であり、２つ目の因子は歪が集中しやすい組織のサイズ、つまり、二相組織鋼（ＤＰ鋼）の場合は軟質組織であるフェライトの集合体（焼戻しマルテンサイトに周りを囲まれた「フェライト領域」）としてのサイズである。

加工硬化指数は、曲げ頂点やフェライトなどの軟質組織に歪が発生したときに、その部位の加工硬化度合いを変化させる。加工硬化指数が高いと、大きな硬化が得られるので、その部位の周囲に歪が付与され、歪が分散化して歪の局在化を防ぐ作用が奏されることで、曲げ性を改善することができる。

一方、軟質組織のサイズが大きいと歪の集中が起きやすくなり、曲げ性を劣化させることになるので、そのサイズを所定値以下に制限することで、曲げ性を確保することができる。

よって、上記２つの因子を制御して材料の極限変形能を高めることで、同じ最大歪が発生したとしても破壊を防止し、曲げ性を改善することができることとなる。

上記知見および理論的考察に基づいてさらに検討を行った結果、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１および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、フェライトを焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立分散させるとともに、該フェライトと焼戻しマルテンサイトの強度比を制御し、さらに、マルテンサイトに周囲を取り囲まれて孤立分散したフェライト領域について、その最大直径、および、その圧延方向の最大直径と圧延方向に直角の方向の最大直径との比率を制御している点で、上記特許文献１および２の鋼板とは相違している。

＜フェライト：面積率で２５〜７５％、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と加工硬化指数は主としてフェライトの面積率で決定される。

伸びおよび加工硬化指数を確保するためには、フェライトの面積率は２５％以上（好ましくは３０％以上、さらに好ましくは３５％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、曲げ性が確保できなくなるので、フェライトの面積率は７５％以下（好ましくは７０％以下、さらに好ましくは６５％以下）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、伸びや曲げ性は、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、加工硬化指数が低下する。その結果、伸びや曲げ性が低下し、強度と伸びおよび曲げ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加工硬化指数が上昇するので、伸びや曲げ性が向上し、強度と伸びおよび曲げ性のバランスが改善される。

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。

「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」） ・・・式（１）
ただし、「フェライト粒子同士の界面との交点数」は、面積４００００μｍ^２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。

伸びや曲げ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。

＜前記フェライトの引張強度に対する前記焼戻しマルテンサイトの引張強度の倍率で定義される焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比が４以下＞
上記のようにフェライトの存在形態に関する要件を満足させることで加工硬化指数を上昇させることができ、曲げ性を改善することができるが、焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比が高くなるとフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面に歪が集中しやすくなり、早期に破壊が発生し、曲げ性が低下する。

したがって、曲げ性を確保するためには、焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比は、４以下、好ましくは３．５以下、さらに好ましくは３以下に制限する。

＜前記焼戻しマルテンサイトに周囲を取り囲まれたフェライト領域の圧延方向の最大直径をＤ_Ｌとし、該フェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径をＤ_Ｃとしたとき、Ｄ_ＬとＤ_Ｃの大きい方が１０μｍ以下で、かつ、Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｃ比が０．５〜２．０＞
ここに、「フェライト領域」とは、単一のフェライト粒子からなる領域、または、複数のフェライト粒子同士が連結してなる領域を意味するものとする。

フェライト領域が大きすぎると、曲げ成形時にフェライトへの歪の集中が顕著となり、曲げ性が劣化するため、該フェライト領域の最大直径（Ｄ_ＬとＤ_Ｃの大きい方）は、１０μｍ以下、好ましくは５μｍ以下、さらに好ましくは３μｍ以下とする。該フェライト領域は、曲げ性向上の観点からは小さいほど好ましいが、現実的なプロセスにおいては該フェライト領域の直径は平均値で０．５μｍ以上である。

また、曲げ性の方向依存性をできるだけ小さくするため、Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｃ比は、０．５〜２．０、好ましくは０．７〜１．８、さらに好ましくは０．９〜１．６とする。

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１ｍｍ^２当たり５個以下＞
上記のように焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比に関する要件を満足させることでフェライトと焼戻しマルテンサイトの界面における歪の集中を抑制できるが、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、曲げ性が低下する。曲げ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。

曲げ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１ｍｍ^２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、フェライト同士連結率、焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比、フェライト領域の最大直径、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、各相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。

〔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；後記「Ｃ方向」に同じ。）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。

〔焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比の測定方法〕
焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比は、フェライトの引張強度ＴＳ_Ｆに対する焼戻しマルテンサイトの引張強度ＴＳ_Ｍの倍率ＴＳ_Ｍ／ＴＳ_Ｆで定義されるが、下記式（２）で算出できる。

ＴＳ_Ｍ／ＴＳ_Ｆ＝〔（１００×３．３×Ｈｖ−ＴＳ_Ｆ×Ｖ_Ｆ）／Ｖ_Ｍ〕／ＴＳ_Ｆ ・・・式（２）
ここに、ＴＳ_Ｆ＝２９４＋２７．７［Ｓｉ］＋８３．２［Ｍｎ］＋７．７（Ｄ_Ｆ／１０００）^−０．５
ただし、Ｈｖ：ＪＩＳ Ｚ ２２４４の試験方法に従って測定された、鋼板表面のビッカース硬さ（９８．０７Ｎ）、Ｖ_Ｆ：フェライトの面積率（％）、Ｖ_Ｍ：焼戻しマルテンサイトの面積率（％）、Ｄ_Ｆ：ＪＩＳ Ｇ０５５２に規定された切断法により粒度番号Ｇを求め、これから１ｍｍ^２当たりの結晶粒数ｍを算出し、平均結晶粒径ｄｍに換算して求めた、フェライト平均粒径（μｍ）、［Ｓｉ］：Ｓｉ含有量（質量％）、［Ｍｎ］：Ｍｎ含有量（質量％）である。
（なお、上記式（２）は、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日発行に記載の低炭素鋼の引張強度に及ぼす固溶強化および微細化強化の効果に関する数式から、フェライトの固溶強化および微細化強化の項を抽出するとともに、鋼板の引張強度は各組織の引張強度の加算則で決定されるという仮定の下、導出を行ったものである。）

〔フェライト領域の最大直径の測定方法〕
圧延方向（Ｌ方向）と、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）のそれぞれ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切り出した試料と、圧延方向に平行に切断して切り出した試料をそれぞれ作成し、これらを鏡面に研磨し、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０．５ｍｍ^２以上の範囲の組織観察を行う。そして、図２に例示するように、Ｌ方向からの観察で、圧延方向に直角な方向にフェライト領域が伸びている状況を観察し、該フェライト領域の最大長さを測定し、これをフェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径Ｄ_Ｃとする。また、図による例示は省略したが、上記と同様にして、Ｃ方向からの観察で、圧延方向に沿ってフェライト領域が伸びている状況を観察し、該フェライト領域の最大長さを測定し、これをフェライト領域の圧延方向の最大直径Ｄ_Ｌとする。

〔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。

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硬さに影響し、強度、伸びおよび曲げ性に影響する重要な元素である。０．１０％未満では焼戻しマルテンサイトの面積率および硬さを確保できず、強度が不足する。一方、０．２５％超では焼戻しマルテンサイトの強度が高くなりすぎ、曲げ性が確保できなくなる。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：０．９０〜２．４０％
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。０．９０％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１．１０〜２．２０％、さらに好ましくは１．３０〜２．１０％である。

Ｍｎ：１．５０〜３．００％
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。１．５％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Ａｃ１点を低下させ、再結晶を抑制するようになるため、フェライトが圧延方向に伸長し、フェライト領域の圧延方向の最大直径が大きくなりすぎたり、該圧延方向の最大直径と、圧延方向に直角な方向の最大直径の比が大きくなりすぎたりする。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは１．７０〜２．７０％、さらに好ましくは１．８０〜２．４０％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。

Ｐ：０．０５０％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、０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓ：０．０５０％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、０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。

Ｎ：０．０１０％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ので、低い方が好ましく、０．０１０％以下とする。

Ｃａ：０．０１００％以下（０％を含む）
Ｃａは、介在物であるＭｎＳを微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。０．０１００％を超える添加では介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。

本発明の鋼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。

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としてから熱間圧延（以下、「熱延」ともいう。）を行う。

［熱間圧延条件］
熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ_３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、２００℃以下で巻き取る。

＜巻取温度：２００℃以下＞
全面的にマルテンサイト化することで、鋼中の初期転位密度を高め、後記焼鈍の際の均熱時における再結晶を促進させるためである。

［冷延前焼戻し条件］
上記熱間圧延後、後段の冷間圧延（以下、「冷延」ともいう。）前に焼戻しを行う。この冷延前焼戻し条件としては、冷延前焼戻し加熱温度：２００〜５００℃で冷延前焼戻し保持時間：１０００ｓ以下とする。

＜冷延前焼戻し加熱温度：２００〜５００℃で冷延前焼戻し保持時間：１０００ｓ以下＞
マルテンサイトから適度に転位を除去し、強度を低下させることで、後段の冷間圧延を可能としつつ、該マルテンサイト中に予めセメンタイトを分散させて、冷間圧延後の焼鈍の際の加熱時に再結晶して生成したフェライト粒の成長をピンニング作用で抑制し、組織を微細化するためである。

［冷間圧延条件］
冷延前焼戻し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２０〜５０％とするのがよい。

＜冷間圧延率：２０〜５０％＞
冷間圧延を適度に施すことにより偏平化した結晶粒を後段の焼鈍加熱時に再結晶させることで等軸状のフェライトを作りこみ、二相域加熱時にフェライト粒界にオーステナイトを形成させることで微細なフェライト粒を焼戻しマルテンサイトで取り囲んで孤立化させるためである。
冷間圧延率が２０％未満では、焼鈍加熱時に再結晶が起こりにくくなり、孤立したフェ
ライトが十分に得られず、伸びおよび曲げ性が低下する。一方、冷間圧延率が５０％を超えると、組織が圧延方向に伸びやすくなるため、フェライト領域が偏平化して成形性の異方性が生じる。より好ましい冷間圧延率の下限は２５％である。

そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。

［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、上記冷間圧延後の温度から８００℃までの温度域を１５℃／ｓ以下の加熱速度で加熱し、焼鈍加熱温度：［（５０×Ｔ_γ５０＋５０×Ａｃ１）／１００］〜［（５０×Ｔ_γ５０＋５０×Ａｃ３）／１００］に焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から５００℃までを２０℃／ｓ以上の第１冷却速度で急冷した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷するのがよい。
ここでＴ_γ５０は、下記式（３）で定義される。
Ｔ_γ５０＝８１６．５−１０１．５√［Ｃ］＋３６．９［Ｓｉ］−２０．３５［Ｍｎ］＋２００［Ａｌ］ ・・・式（３）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌの含有量（質量％）を意味する。
Ｔ_γ５０は、適正なフェライト−オーステナイト面積率を確保するための二相域加熱温度の指標であり、オーステナイトが面積率で５０％となる目安の温度である、Ａｃ１とＡｃ３の中間値（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２であり、Ａｃ１およびＡｃ３については、レスリー著、「鉄鋼材料科学」、幸田成靖 訳、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３に記載の回帰式を用いて導出したものである。

＜上記冷間圧延後の温度から８００℃までの温度域を１５℃／ｓ以下の加熱速度で加熱＞
加熱中にフェライトの再結晶を起こさせるためである。加熱速度が１５℃／ｓを超えると、フェライトが再結晶できず逆変態時にフェライト同士が連結した状態で残存しやすくなり、フェライト同士連結率が０．２５を超え、伸びまたは曲げ性が不足する。
加熱速度の好ましい下限は２℃／ｓ以上である。加熱中におけるセメンタイトの成長を防止し、二相域加熱時にセメンタイトが溶解できる範囲にセメンタイトのサイズを抑制することで、さらに曲げ性を向上できる。加熱速度のより好ましい範囲は３〜１２℃／ｓ、特に好ましい範囲は４〜８℃／ｓである。

＜焼鈍加熱温度：［（５０×Ｔ_γ５０＋５０×Ａｃ１）／１００］〜［（５０×Ｔ_γ５０＋５０×Ａｃ３）／１００］に焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持＞
焼鈍加熱時においてフェライトからオーステナイトへ変態させることにより適正なフェライト−オーステナイト面積率を確保するためである。焼鈍加熱温度が（５０×Ｔ_γ５０＋５０×Ａｃ１）／１００］未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が確保できなくなり、一方、［（５０×Ｔ_γ５０＋５０×Ａｃ３）／１００］を超える加熱は、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が過剰になりフェライトが不足する。

また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。

焼鈍加熱温度のより好ましい範囲は［（６０×Ｔ_γ５０＋４０×Ａｃ１）／１００］〜［（６０×Ｔ_γ５０＋４０×Ａｃ３）／１００］、特に好ましい範囲は［（７０×Ｔ_γ５０＋３０×Ａｃ１）／１００］〜［（７０×Ｔ_γ５０＋３０×Ａｃ３）／１００］である。焼鈍加熱段階でフェライトとオーステナイトの混合組織にすると、フェライトがオーステナイトで囲まれた組織になるため、最終組織はフェライトが焼戻しマルテンサイトで囲まれた好ましい組織になる。

焼鈍加熱保持時間のより好ましい下限は６０ｓである。

＜該焼鈍加熱温度から５００℃までを２０℃／ｓ以上の第１冷却速度で急冷した後、５００℃から２００℃までを２００℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷＞
冷却中にオーステナイトから、フェライトが形成される温度域（５００℃以上）とベイナイトが形成される温度域（５００℃未満）を急冷することで、フェライト−マルテンサイト組織を得るためである。

第１冷却速度を２０℃／ｓ未満とすると、フェライト粒子が成長し、フェライト粒子同士がぶつかり合い、フェライト同士連結率が上昇するため伸びおよび曲げ性が低下する。
第１冷却速度は、より好ましくは２５℃／ｓ以上、とくに好ましくは３０℃／ｓである。

第２冷却速度を２００℃／ｓ未満とすると、ベイナイトが形成されやすくなり、特に上部ベイナイトではセメンタイトが粗大に形成され、伸びフランジ性を劣化させる。

また、冷却終了温度の下限を２００℃としたのは、ベイナイトの形成を抑制するためである。ベイナイトが形成されると、特に上部ベイナイトではＭＡ（martensite austenite
constituent）などの硬質組織を伴うため、極限変形能が低下し、曲げ性が劣化する。

［焼戻し条件］
焼戻し条件としては、焼戻し加熱温度Ｔ_ｔｅｍｐ：３００〜５５０℃にて、焼戻し保持時間ｔ_ｔｅｍｐ：６００ｓ以下で、かつ、下記式（４）で定義される焼戻しパラメータξが１２０００〜１６０００となる時間保持すればよい。

ξ＝（Ｔ_ｔｅｍｐ＋２７３）・〔ｌｏｇ（ｔ_ｔｅｍｐ／３６００）＋２０〕 ・・・式（４）

焼戻しマルテンサイトの強度を適切に制御するとともに、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、さらに曲げ性を改善するためである。焼戻し加熱温度Ｔ_ｔｅｍｐが低すぎると、マルテンサイトの延性が十分に得られない。一方、焼戻し加熱温度Ｔ_ｔｅｍｐが高すぎると、マルテンサイトの強度が低下する。

また、焼戻し保持時間ｔ_ｔｅｍｐ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、マルテンサイトの強度が高くなりすぎて、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、マルテンサイトの強度が低下しすぎて、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に示す製造条件にて、熱間圧延で厚さ２．０ｍｍとした後、冷間圧延前焼戻しを施し、これを酸洗した後に、厚さ１．０ｍｍに冷間圧延して供試材とし、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、フェライト同士連結率、焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比、フェライト領域の最大直径、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、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、ならびに、圧延方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｌおよび圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｃを測定した。なお、引張強度ＴＳと伸びＥｌは、圧延方向に平行方向および圧延方向と直角方向にそれぞれ長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行い、圧延方向に平行方向および圧延方向と直角方向の両測定値を算術平均して求めた。また、圧延方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｌおよび圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｃは、上記と同様に、圧延方向に平行方向および圧延方向と直角方向にそれぞれ長軸をとって幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠した曲げ試験を行い、その時の曲げ半径を０〜５mmまで種々変化させ、材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径とした。

測定結果を表３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．２〜４、７、８、１１、１２、１６、２２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、引張強度ＴＳが１０００ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１６
０００ＭＰａ・％以上、かつ、圧延方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｌおよび圧延方向に直角な方向の限界曲げ半径Ｒ_Ｃがともに１．５ｍｍ以下で、該両方向の限界曲げ半径の差｜Ｒ_Ｃ−Ｒ_Ｌ｜が１．０ｍｍ以下を充足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、伸びと曲げ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．１６および２１（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１ｍｍ^２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．１、５、６、９、１０、１３〜１５、１７〜２０、２２、２３は、ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌ、曲げ性の少なくともいずれかが劣っている。

例えば、鋼Ｎｏ．１４、１７〜１９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、ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌ、曲げ性の少なくともいずれかが劣っている。なお、鋼Ｎｏ．１５は、冷延前焼戻しを施すことなく、酸洗後、冷間圧延を行ったものであるが、該冷間圧延時に割れが発生したため、その後の熱処理（焼鈍、焼戻し）を行わず、また、組織および機械的特性の測定も省略したものである。

また、鋼Ｎｏ．１、５、６、９、１０、１３は、本発明の成分を規定する要件を満たさず、ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌ、曲げ性の少なくともいずれかが劣っている。

例えば、鋼Ｎｏ．１は、Ｃ含有量が低すぎることにより、ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．５は、Ｃ含有量が高すぎることにより、ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌは優れているものの、曲げ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．６は、Ｓｉ含有量が低すぎることにより、ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌは優れているものの、曲げ性が劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．９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、ＴＳ×Ｅｌ、曲げ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１０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、ＴＳ×Ｅｌ、曲げ性は優れているものの、ＴＳが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．１３は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、Ａｃ１点が低下して再結晶が抑制され、フェライト領域が圧延方向に伸長し、ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌは優れているものの、曲げ性の異方性が大きくなっている。

Claims (2)

1. 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％、
   Ｐ：０．０５０％以下（０％を含む）、
   Ｓ：０．０５０％以下（０％を含む）、
   Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、
   Ｃａ：０．０１００％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２５〜７５％含み、
   残部が焼戻しマルテンサイトからなり、
   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し、
   前記フェライトの引張強度に対する前記焼戻しマルテンサイトの引張強度の倍率で定義される焼戻しマルテンサイト／フェライト強度比が４以下であり、
   前記焼戻しマルテンサイトに周囲を取り囲まれたフェライト領域（単一のフェライト粒子からなる領域、または、複数のフェライト粒子同士が連結してなる領域を意味する。）の圧延方向の最大直径をＤ_Ｌとし、該フェライト領域の圧延方向に直角な方向の最大直径をＤ_Ｃとしたとき、Ｄ_ＬとＤ_Ｃの大きい方が１０μｍ以下で、かつ、Ｄ_Ｌ／Ｄ_Ｃ比が０．５〜２．０である、
   ことを特徴とする伸びおよび曲げ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４００００μｍ^２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。
2. 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１ｍｍ^２当たり５個以下である、請求項１に記載の伸びおよび曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。

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