JP5609945B2 - 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、自動車の構造部品などの複雑な形状のプレス成形部品などに供して好適な高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特にＮｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの高価な元素を積極的に添加させることなしに、金属組織として、残留オーステナイトを活用し、また結晶粒径を制御したフェライト相とベイナイト相を主体とし、さらに焼戻マルテンサイト相の粒径を制御して均一な組織とすることにより、伸び、伸びフランジ性のみならず曲げ性にも優れる、引張強度（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ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。
従来、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の冷延鋼板はロール成形などにより軽加工される自動車用部品に適用されることが多かったが、最近では、より一層の衝突安全性と車体軽量化による燃費向上の両立をすべく、自動車の骨格構造部品など複雑形状のプレス成形部品への適用が拡大しており、加工性、特に伸び、伸びフランジ性および曲げ性に優れる鋼板へのニーズは高い。
しかしながら、一般に鋼板を高強度化すると加工性が低下するといった傾向にあり、鋼板を高強度化する上では、プレス成形時の割れ回避が高強度鋼板の適用拡大への課題である。またＴＳ：１１８０ＭＰａ以上に高強度化する場合、Ｃ、Ｍｎに加え、強度確保の観点からＮｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの極めて高価な希少元素を積極的に添加する場合がある。
加工性に優れた高強度冷延鋼板に関する従来技術としては、例えば、特許文献１〜４に、鋼成分や組織の限定、熱延条件、焼鈍条件の最適化により、焼戻マルテンサイト相、または残留オーステナイト相を組織の構成相とした高強度冷延鋼板を得る技術が開示されている。
特開２００４−３０８００２号公報 特開２００５−１７９７０３号公報 特開２００６−２８３１３０号公報 特開２００４−３５９９７４号公報
しかしながら、特許文献１に記載の技術は、高価な元素を必須添加元素とはしないものの、アスペクト比が３以下の塊状マルテンサイト、すなわち硬質なマルテンサイト相が組織中に１５〜４５％存在するため、伸びフランジ性や曲げ性に悪影響をおよぼす懸念がある。
特許文献２に記載の技術は、残留オーステナイト相を活用し、ＴＳ：７８０〜９８０ＭＰａレベルで高いＥｌを達成する知見は開示されているが、その実施例を参照すると、オーステナイト安定化元素である高価なＣｕ、Ｎｉを添加した場合に所望の残留オーステナイト相が得られており、また、Ｃ量の多いＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の鋼板では十分な伸びフランジ性を達成していない。なお、曲げ性向上に関する知見はない。
特許文献３に記載の技術は、焼戻マルテンサイト相の体積分率が５０％以上と多く、十分なＴＳ×Ｅｌバランスが達成できてない。また伸びフランジ性と曲げ性向上に関する知見はない。
特許文献４に記載の技術は、高価なＭｏ、Ｖの添加を必須としており、加工性に関する知見はなく、残留オーステナイト相の体積分率が少なく、焼戻マルテンサイト相の体積分率も多いため加工性に懸念がある。
本発明は、上記の従来技術の問題点を有利に解決して、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏといった高価な合金元素を積極的に添加しない成分系で、金属組織を調整することで、優れた伸び、伸びフランジ性および曲げ性を有する加工性に優れる引張強度（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ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。
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した。その結果、金属組織中のフェライト相とベイナイト相、焼戻マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積比率を制御し、さらにフェライト相とベイナイト相の結晶粒径、焼鈍（焼き戻し処理）を施し軟質化した焼戻マルテンサイト相の結晶粒径を厳密に制御することにより、上記したような高価な合金元素を積極的に添加しなくても、加工性に優れる引張強度（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が得られることを見出した。
本発明は上記知見に基づくものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１２〜０．２２％、
Ｓｉ：０．８〜１．８％、
Ｍｎ：１．８〜２．８％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００４０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０８％、
Ｎ：０．００８％以下、
Ｔｉ：０．００１〜０．０４０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％および
Ｃａ：０．０００１〜０．００２０％
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、フェライト相とベイナイト相の合計面積比率が５０〜７０％で平均結晶粒径が１〜３μｍであり、焼戻マルテンサイト相の面積比率が２５〜４５％で平均結晶粒径が１〜３μｍであり、残留オーステナイト相の面積比率が２〜１０％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］に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、熱処理温度：３５０〜５５０℃で第１の熱処理を行い、次いで冷間圧延を行い、その後第２の熱処理として熱処理温度：８００〜９００℃、冷却速度：１０〜８０℃／秒、冷却停止温度：３００〜５００℃、３００〜５００℃での保持時間：１００〜１０００秒とする熱処理を行い、次いで熱処理温度：１５０〜２５０℃で第３の熱処理を行うことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、高価な元素を積極的に添加させることなしに、伸び、伸びフランジ性および曲げ性に優れる引張強度（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。そして、本発明により得られる高強度冷延鋼板は、厳しい形状にプレス成形される自動車部品として好適である。
本発明者らは、高強度冷延鋼板の加工性向上に関し、鋭意検討した結果、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏといった高価な元素を含有しない成分であっても、金属組織、具体的には、フェライト相とベイナイト相の合計面積比率が５０〜７０％で平均結晶粒径が１〜３μｍ、焼戻マルテンサイト相の面積比率が２５〜４５％で平均結晶粒径が１〜３μｍ、残留オーステナイト相の面積比率が２〜１０％である金属組織とすることで、所望の強度を確保した上で加工性を顕著に向上できることを見出した。
以下、伸び、伸びフランジ性および曲げ性に優れる引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を得るための鋼の化学成分と、組織の限定範囲および限定理由を詳細に説明する。なお、鋼板中の元素の含有量の単位は何れも質量％であるが、以下、特に断らない限り、単に％で示す。
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：０．１２〜０．２２％
Ｃは強度に寄与する元素であり、固溶強化およびマルテンサイト相による組織強化により強度確保に寄与する。Ｃ量が０．１２％未満では必要な面積比率の焼戻マルテンサイト相を得るのが困難である。一方、Ｃ量が０．２２％を超えるとスポット溶接性が著しく劣化し、また焼戻マルテンサイト相が過度に硬質化して成形性が低下し、特に伸びフランジ性の低下を招く。したがってＣ量は０．１２〜０．２２％の範囲とする。
Ｓｉ：０．８〜１．８％
Ｓｉはオーステナイト中へＣ濃化を促進させ、残留オーステナイトを安定化するのに重要な元素である。上記作用を得るにはＳｉの含有量を０．８％以上、好ましくは１．０％以上とする必要がある。一方、１．８％を超えて添加すると鋼板が脆くなり、割れが生じ、成形性も低下するため、Ｓｉ量の上限は１．８％とする必要があり、好ましくは１．６％である。したがってＳｉ量は０．８〜１．８％の範囲とする。
Ｍｎ：１．８〜２．８％
Ｍｎは焼入れ性を向上させる元素であり、強度に寄与する焼戻マルテンサイト相の確保を容易にする。上記作用を得るには１．８％以上含有させることが必要である。一方、２．８％を超えて添加すると過度に硬質化し、熱間での延性が不足し、スラブ割れが生じる場合がある。そのためＭｎ量は１．８〜２．８％の範囲とする。好ましくは２．０％以上２．６％未満の範囲である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐはスポット溶接性に悪影響をおよぼすため、極力低減することが好ましいが０．０２０％までは許容できる。このため、Ｐ量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。なお、過度に低減すると製鋼工程での生産能率が低下し、高コストとなるため、Ｐ量の下限は０．００１％程度とすることが好ましい。
Ｓ： ０．００４０％以下
Ｓは粒界に偏析して熱間脆性を低下させるとともに、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、冷間圧延により展伸し、変形時の割れの起点となり局部変形能を低下させるため極力低いほうが望ましいが、０．００４０％までは許容できる。このため、Ｓ量は０．００４０％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。一方、過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加を伴うため、Ｓ量の下限は０．０００１％程度とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．０８％
Ａｌは、主として脱酸の目的で添加される。また、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイト相を生成させるのに有効であり、強度−伸びバランスを向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ａｌの含有量は０．００５％以上とする必要がある。一方、０．０８％を超えて添加すると、アルミナなどの介在物増加による加工性の劣化の問題が生じる。したがって、Ａｌ量は０．００５〜０．０８％の範囲とする。好ましくは０．０２％以上０．０６％以下の範囲である。
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは耐時効性を劣化させる元素であり、Ｎ量が０．００８％を超えると耐時効性の劣化が顕著になる。また、Ｂと結合してＢＮを形成しＢを消費し、固溶Ｂによる焼入れ性を低下させ、所定の面積比率の焼戻マルテンサイト相を確保することが困難となる。さらに、Ｎはフェライト中で不純物元素として存在し、ひずみ時効により延性を低下させるため、Ｎ量は低いほうが好ましいが、０．００８％までは許容できる。このため、Ｎ量は０．００８％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。一方、過度の低減は製鋼工程における脱窒コストの増加を伴うため、Ｎ量の下限は０．０００１％程度とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．００１〜０．０４０％
Ｔｉは炭窒化物や硫化物を形成し、強度の向上に有効である。また、ＮをＴｉＮとして析出させることによりＢＮの形成が抑制され、Ｂによる焼入れ性を発現させるのに有効である。このような効果を発現させるためには、Ｔｉ量は０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．０４０％を超えると、フェライト相中に過度に析出物が生成し、析出強化が過度に働き伸びを低下させる。したがって、Ｔｉ量は０．００１〜０．０４０％の範囲とする。より好ましくは０．０１０〜０．０３０％の範囲である。
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
Ｂは焼き入れ性を高めて焼戻マルテンサイト相、および残留オーステナイト相の確保に寄与し、優れた強度−伸びバランスを得るために必要である。この効果を得るためには、Ｂ量は０．０００１％以上とする必要がある。一方、Ｂ量が０．００２０％を超えると、上記効果が飽和する。以上より、Ｂ量は０．０００１〜０．００２０％の範囲とする。
Ｃａ：０．０００１〜０．００２０％
Ｃａは変形時の割れの起点となる硫化物の形状を板状から球状化し、局部変形能の低下を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Ｃａ量は０．０００１％以上とする必要がある。一方、０．００２０％を超えて多量に含有すると、鋼板表層に介在物として存在し、曲げ成形時に微小な割れの起点となり、曲げ性を劣化させる。以上より、Ｃａ量は０．０００１〜０．００２０％の範囲とする。
なお、本発明の鋼板において、上記以外の成分はＦｅおよび不可避不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼の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。
フェライト相とベイナイト相の合計面積比率：５０〜７０％
フェライト相はオーステナイト相から変態生成する硬質なマルテンサイト相よりも軟質であり、延性に寄与する。またベイナイト相はマルテンサイト相より高温域でオーステナイト相から変態生成し、フェライト相とセメンタイト相から構成されており、フェライト相と同様に硬質なマルテンサイト相よりも軟質であり、延性に寄与する。
このため、所望の伸びを得るにはフェライト相とベイナイト相の面積比率を合計で５０％以上、すなわち、フェライト相とベイナイト相の合計面積比率を５０％以上とする必要がある。フェライト相とベイナイト相の合計面積比率が５０％に満たない場合、硬質なマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化し、伸びおよび伸びフランジが劣化する。
一方で、フェライト相とベイナイト相の合計面積比率が７０％を超えると、引張強度（ＴＳ）１１８０ＭＰａ以上の確保が困難となる。また延性に寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが困難となる。よって、フェライト相とベイナイト相の合計面積比率は５０％〜７０％の範囲とする。
フェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径：１〜３μｍ
フェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径が３μｍを超えて粗大な場合、伸びフランジ成形および曲げ変形時に均一な変形が困難となり、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。また１μｍより微細な場合、結晶粒界の体積が多く、転位の移動を妨げるため過度に高強度化し、優れた伸びの確保が困難となる。よってフェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径は１〜３μｍの範囲とする。
焼戻マルテンサイト相の面積比率：２５〜４５％
硬質なマルテンサイト相を再加熱昇温して得られる焼戻マルテンサイト相は強度に寄与する。ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上を確保するために焼戻マルテンサイト相の面積比率は２５％以上とする必要がある。一方、焼戻マルテンサイト相の面積比率が過度に多い場合には伸びが低下するため、焼戻マルテンサイト相の面積比率は４５％以下とする必要がある。焼戻マルテンサイト相の面積比率を２５％以上４５％以下の範囲内で含有する組織とすることで、強度、伸び、伸びフランジ性および曲げ性の良好な材質バランスが得られる。
焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径：１〜３μｍ
平均結晶粒径が３μｍを超えて粗大な場合、伸びフランジ成形時および曲げ変形時に均一な変形が困難となり、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。また１μｍより微細な場合、結晶粒界の体積が多く、転位の移動を妨げるため過度に高強度化し、優れた延性の確保が困難となる。よって焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径は１〜３μｍの範囲とする。
なお、フェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径と焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径は、上記したような個々の平均結晶粒径の制御に加え、フェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径と焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径を同じレベルとし、鋼板全体として均一微細な組織とすることが、加工時により均一な変形が可能とする上で好ましい。
すなわち、（フェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径）／（焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径）が０．５より小さい場合、または３．０より大きい場合、すなわちフェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径と焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径のどちらか一方が微小または粗大な場合に比べ、（フェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径）／（焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径）を０．５〜３．０とすることで、伸びフランジ成形および曲げ変形時の変形をより均一とすることができる。このため、（フェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径）／（焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径）は０．５〜３．０とすることが好ましい。
残留オーステナイト相の面積比率：２〜１０％
残留オーステナイト相は歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイト相に変態することで変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより伸びを向上させる効果があり、高い伸びを得るためには２％以上の残留オーステナイト相を含有させることが必要である。しかしながら残留オーステナイト相はＣ濃度が高く、硬質なため鋼板中に１０％を超えて過度に存在すると、局所的に硬質な部分が多く存在することとなるため、伸び、および伸びフランジ成形時の材料（鋼板）の均一な変形を阻害する要因となり優れた伸び、および伸びフランジ性を確保することが困難となる。特に伸びフランジ性の観点からは残留オーステナイトは少ないほうが好ましい。よって、残留オーステナイト相の面積比率は２〜１０％とする。
次に本発明の高強度冷延鋼板の製造方法条件およびその限定理由について説明する。
本発明は、上記した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、熱処理温度：３５０〜５５０℃で第１の熱処理を行い、次いで冷間圧延を行い、その後第２の熱処理として熱処理温度：８００〜９００℃、冷却速度：１０〜８０℃／秒、冷却停止温度：３００〜５００℃、３００〜５００℃での保持時間：１００〜１０００秒とする熱処理を行い、次いで熱処理温度：１５０〜２５０℃で第３の熱処理を行う。
本発明において、鋼スラブの製造には特に制限は無く、常法に従って行えばよい。例えば上記成分組成範囲に調整した鋼を溶製、鋳造して得ることができる。本発明においては、鋼スラブは連続鋳造スラブ、造塊−分塊スラブ、厚み：５０ｍｍ〜１００ｍｍ程度の薄スラブ等を用いることができ、特に偏析を軽減するためには連続鋳造法で製造したスラブを用いることが好ましい。
熱間圧延に関しても特に制限は無く、常法に従って行えばよい。なお、熱間圧延時の加熱温度は、１１００℃以上にすることが好ましく、スケール生成の軽減、燃料原単位の低減の観点から上限は１３００℃程度とすることが好ましい。また、熱間圧延の仕上げ温度（仕上げ圧延出側温度）は、フェライトとパーライトのバンド状組織の生成を回避すべく、８５０℃以上とすることが好ましく、スケール生成の軽減、結晶粒径粗大化の抑制による組織の微細均一化の観点からは上限は９５０℃程度とすることが好ましい。熱間圧延終了後の巻き取り温度は冷間圧延性、表面性状の観点から４００〜６００℃とすることが好ましい。
巻き取り後の鋼板には、常法に従い酸洗を施す。酸洗の条件についても、特に制限は無く、塩酸での酸洗など、従来公知の方法に従って行えばよい。
酸洗後の鋼板には、第１の熱処理（第１回目の熱処理）、次いで冷間圧延工程を経て、第２の熱処理（第２回目の熱処理）、次いで第３の熱処理（第３回目の熱処理）を施す。
第１の熱処理の熱処理温度：３５０〜５５０℃
熱間圧延後の鋼板組織の影響を除去するため、熱間圧延後の熱延鋼板に第１の熱処理を施す。熱処理温度が３５０℃に満たない場合、熱間圧延後の焼き戻しが不十分であり、最終的に得られる高強度冷延鋼板に対する熱間圧延後の組織の影響を除去することができない。すなわち、熱処理温度が３５０℃に満たない場合、熱処理前の熱延鋼板が粗大な結晶粒と微細な結晶粒が混在する不均一なベイナイト単相組織やマルテンサイト単相組織、またはフェライト、パーライトから構成される層状の組織を有していると、これら組織に起因して第１の熱処理後の熱延鋼板は不均一な組織となり、冷間圧延、第２の熱処理、第３の熱処理を経た後に最終的に得られる組織において微細な結晶粒が得られず、十分な伸びフランジ性が得られない。また熱延鋼板が硬質化して冷間圧延の負荷が増大し、高コストとなる。一方、５５０℃を超えて熱処理すると、Ｃ濃度の低いフェライト相中にＣ濃度の高い粗大なセメンタイトが粗に分布するといったＣ濃度が不均一な組織となり、第２の熱処理中に、オーステナイトが粗大にかつ粗に不均一分布し、均一微細な組織が得られない。また、結晶粒界にＰが偏析し、鋼板が脆化して伸びおよび伸びフランジ性が著しく低下する。
３５０〜５５０℃の範囲で熱処理（第１の熱処理）を行うことにより、焼き戻しが進行し、セメンタイトは粗大化することなく、均一微細に緻密に鋼板中に存在し、冷間圧延、第２の熱処理および第３の熱処理後に最終的に得られる組織は微細な結晶粒となり、優れた伸びフランジ性および曲げ性が得られる。したがって冷間圧延前に極めて均一な組織とするために、熱間圧延後冷間圧延前に行う第１の熱処理の温度は３５０〜５５０℃の範囲とする。
なお、第１の熱処理を行うに際して、３５０〜５５０℃の範囲内の熱処理温度で５分〜５時間程度保持を行うことが好ましい。保持時間が５分に満たない場合、熱延後の焼き戻しが不十分となって熱延後の組織の影響を除去することができない場合があり、また、保持時間があまりに長いと生産性を阻害するため保持時間の上限は５時間程度とすることが好ましい。したがって第１の熱処理において、３５０〜５５０℃の範囲の保持温度での保持時間は５分〜５時間程度とすることが好ましい。
第１の熱処理を施した熱延鋼板は、冷間圧延する。冷間圧延の方法は、特に規定する必要は無く、常法に従って行えばよい。なお、冷間圧延の圧下率は、第２の熱処理後に、均一な再結晶組織を得て、材質を安定確保する観点から、３０％〜７０％程度とすることが好ましい。
冷間圧延後の鋼板には、鋼組織の面積比率、粒径を所望の範囲とするため、熱処理温度：８００〜９００℃、冷却速度：１０〜８０℃／秒、冷却停止温度：３００〜５００℃、３００〜５００℃での保持時間：１００〜１０００秒とする第２の熱処理を施す。
第２の熱処理の熱処理温度：８００〜９００℃
第２の熱処理における熱処理温度が８００℃より低い場合、加熱、熱処理中にフェライト相の体積分率が多くなり、第３の熱処理の後の最終的に得られる組織におけるフェライト相の面積比率が多くなりＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の確保が困難となる。また、熱処理中にオーステナイト相へのＣ濃化が促進され、第３の熱処理で焼き戻しをする前のマルテンサイト相が過度に硬質化し、第３の熱処理後も十分に軟質化せず伸びフランジ性が低下する。一方、９００℃を超えてオーステナイト単相の高温域まで加熱すると、オーステナイト粒が過度に粗大化するため、オーステナイト相から生成するフェライト相や低温変態相が粗大化して、伸びフランジ性が劣化する。よって第２の熱処理の熱処理温度は８００〜９００℃の範囲とする。
冷却速度：１０〜８０℃／秒
第２の熱処理において、上記した温度での熱処理後に冷却を行うが、この冷却の際の冷却速度は、所望のマルテンサイト相の面積比率を得るために重要である。平均冷却速度が１０℃／秒未満の場合、マルテンサイト相の確保が困難となり、最終的に得られる鋼板が軟質化して強度確保が困難となる。一方で、８０℃／秒を超えると、逆に過度にマルテンサイト相が生成し、最終的に得られる鋼板の強度が高くなりすぎ、伸び、および伸びフランジ性など加工性が低下する。したがって冷却速度は１０〜８０℃／秒の範囲とする。なお、この冷却は、ガス冷却にて行うことが好ましいが、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。
冷却停止温度：３００〜５００℃
上記冷却を停止する冷却停止温度が３００℃未満の場合、過度にマルテンサイト相が生成するため、最終的に得られる鋼板の強度が高くなりすぎ、伸びの確保が困難となる。一方、５００℃を超える場合、残留オーステナイトの生成は抑制され、優れた伸びを得ることが困難となる。したがって、焼戻マルテンサイト相および残留オーステナイト相の存在比率を制御し、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級以上の強度を確保するとともに伸び、および伸びフランジ性をバランス良く得るために、第２の熱処理における冷却停止温度は、３００〜５００℃とする。
３００〜５００℃での保持時間：１００〜１０００秒
上記した温度で冷却停止後、保持を行う。保持時間が１００秒に満たない場合、オーステナイト相へのＣ濃化が進行する時間が不十分となり、最終的に所望の残留オーステナイト面積比率を得ることが困難となり、また過度にマルテンサイト相が生成して、最終的に得られる鋼板が高強度化し伸び、および伸びフランジ性が低下する。一方、１０００秒を超えて滞留しても残留オーステナイト量は増加せず、伸びの顕著な向上は認められず、生産性を阻害するだけである。したがって、３００〜５００℃での保持時間は１００〜１０００秒の範囲とする。
上記第２の熱処理の後、マルテンサイト相を焼き戻すため、第３の熱処理を行う。
第３の熱処理の熱処理温度：１５０℃〜２５０℃
第３の熱処理での熱処理温度が１５０℃より低い場合、マルテンサイト相の焼き戻しによる軟質化が不十分となり過度に硬質化し、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。一方、熱処理温度が２５０℃を超えると、第２の熱処理の後に得られていた残留オーステナイト相が分解し、最終的に所望の面積比率の残留オーステナイト相が得られず、伸びに優れた鋼板を得ることが困難となる。またマルテンサイト相がフェライト相とセメンタイトに分解するため、強度確保が困難となる。よって熱処理温度は１５０℃〜２５０℃の範囲とする。
なお、第３の熱処理を行うに際して、１５０〜２５０℃の範囲の保持温度で５分〜５時間程度保持を行うことが好ましい。第３の熱処理の保持時間が５分より短い場合、マルテンサイト相の軟質化が不十分となり過度に硬質化して、十分な伸びフランジ性や曲げ性が得られない場合がある。また、第３の熱処理は、残留オーステナイトの分解やマルテンサイト相の焼戻軟化に影響をおよぼすため、あまりに保持時間を長時間とすると、伸びの低下や強度の低下が懸念されるが、５時間程度までであれば材質の変化は少ない。また過度に長時間保持すると生産性を阻害するので保持時間の上限は５時間程度とすることが好ましい。したがって第３の熱処理において、１５０〜２５０℃の範囲の保持温度での保持時間は５分〜５時間程度とすることが好ましい。
上記のようにして得られた冷延鋼板に、形状矯正や表面粗度調整のため、常法に従い調質圧延（スキンパス圧延ともいう）を行ってもよい。この際、調質圧延の伸び率は、特に規定されるものではないが、例えば０．０５％〜０．５％程度とすることが好ましい。
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製してスラブとし、加熱温度：１２００℃、仕上げ圧延出側温度：９１０℃で圧延し、圧延終了後、４０℃／秒で巻取温度まで冷却して、巻取温度：４５０℃で巻き取る熱間圧延を行った。得られた熱延鋼板を塩酸酸洗後、表２に示す条件で第１の熱処理を行った。次いで圧下率３０％〜７０％で冷間圧延して板厚１．６ｍｍとした後、表２に示す条件で第２の熱処理（焼鈍処理）を行い、その後、表２に示す条件で第３の熱処理を行い、冷延鋼板を得た。
Figure 0005609945
Figure 0005609945
このようにして得た冷延鋼板について、下記に示すように、鋼板の組織、引張特性、伸びフランジ性（穴拡げ率）、曲げ特性を調査した。得られた結果を表３に示す。
（１）鋼板の組織
組織全体に占めるフェライト相とベイナイト相の合計面積比率は、圧延方向断面で、板厚１／４面位置の面を光学顕微鏡で観察することにより求めた。具体的には、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１００μｍ×１００μｍ四方の正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求めた。なお、観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。
ここで、エッチングには３ｖｏｌ．％ピクラールと３ｖｏｌ．％ピロ亜硫酸ソーダの混合液を用い、エッチング後に観察される黒色領域がフェライト相(ポリゴナルフェライト相)あるいはベイナイト相であるとして、該黒色領域の面積率をフェライト相とベイナイト相の合計面積比率として求めた。
組織全体に占める焼戻マルテンサイト相の面積比率は、圧延方向断面で、板厚１／４面位置の面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより求めた。具体的には、倍率２０００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５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する組織の占有面積を求めた。なお、観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。焼戻マルテンサイト相の面積比率は、焼戻し前後のＳＥＭ観察を行い、焼戻し前に比較的平滑な表面を有し、塊状な形状として観察された組織が最終的に焼戻し熱処理されて内部に微細な炭化物の析出が認められた焼戻マルテンサイト相になると判断して、面積比率として求めた。
残留オーステナイト相の面積比率は、残留オーステナイト量を別途Ｘ線回折により測定し、求めた残留オーステナイト量を残留オーステナイト相の面積比率であるとした。なお、残留オーステナイト量はＭｏのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚１／４付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイト相の（２１１）および（２２０）面とフェライト相の（２００）、（２２０）面ピーク強度から残留オーステナイト相の体積率を算出し、これを残留オーステナイト相量とし、残留オーステナイト相の面積比率とした。
フェライト相とベイナイト相の平均結晶粒径は、測定領域中の粒の数（上記黒色領域中の粒の数）を数え、測定面積中の各相の面積比率を用い、平均粒面積ａを算出し、粒径ｄ＝√ａとする求積法により求めた。また、焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径は、測定面積中の粒の数を数え、測定面積中の各相の面積比率を用い、平均粒面積ａを算出し、粒径ｄ＝√ａとする求積法により求めた。
（２）引張特性（強度、伸び）
圧延方向に対して９０°をなす方向（圧延直角方向）を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を行い評価した。表３に、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を示す。なお、引張特性の評価基準はＴＳ≧１１８０ＭＰａ、かつ、ＴＳ×Ｅｌ≧２１０００ＭＰａ・％を良好とし、強度および伸びが優れるとした。
（３）穴拡げ率（伸びフランジ性）
伸びフランジ性を評価するため、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に基づき穴拡げ率を測定した。ここで、穴拡げ率の測定は、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、伸びフランジ性の評価基準はＴＳ×λ≧３８０００ＭＰａ・％（ＴＳ：引張強度（ＭＰａ）、λ：穴拡げ率（％））を良好とし、伸びフランジ性が優れるとした。
（４）曲げ特性
得られた板厚ｔ＝１．６ｍｍの鋼板を用い、曲げ部の稜線と圧延方向が平行になるように曲げ試験片を採取した。ここで、曲げ試験片のサイズは４０ｍｍ×１００ｍｍとし、曲げ試験片の長手が圧延直角方向となるようにした。採取した曲げ試験片について、先端曲げＲ＝２．５ｍｍの金型を用いて、下死点での押し付け荷重２９．４ｋＮの９０°Ｖ曲げを行い、曲げ頂点で割れの有無を目視判定し、割れ発生がない場合、良好な曲げ性であるとした。
Figure 0005609945
表３より、本発明例では、ＴＳ×Ｅｌ≧２１０００ＭＰａ・％以上とＴＳ×λ≧３８０００ＭＰａ・％を両立し、さらに加えてＲ／ｔ＝２．５／１．６＝１．６で割れなく９０°Ｖ曲げを満足して、伸び、伸びフランジ性および曲げ性に優れる引張強度が１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が得られていることがわかる。
一方、鋼成分が本発明範囲外であるＮｏ．６は伸び、伸びフランジ性、および曲げ性に劣る。また、本発明範囲外である熱間圧延後の第１の熱処理の熱処理温度が低いＮｏ．７、第１の熱処理の熱処理温度が高いＮｏ．８は焼き戻しマルテンサイト相の結晶粒径が粗大であり、伸び、伸びフランジ性、および曲げ性に劣る。また、第２の熱処理の熱処理温度が低いＮｏ．９、第２の熱処理における冷却速度が遅いＮｏ．１１はフェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が多く、ＴＳ≧１１８０ＭＰａを満足していない。第２の熱処理の熱処理温度が高いＮｏ．１０はフェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が少なく、また結晶粒径も粗大であり、強度が過度に高く、伸び、伸びフランジ性および曲げ性に劣る。第２の熱処理における冷却速度が速いＮｏ．１２は、はフェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が少なく、強度が過度に高く、伸び、伸びフランジ性および曲げ性に劣る。また、第２の熱処理における冷却停止温度が低いＮｏ．１３、冷却停止温度が高いＮｏ．１４、保持時間の短いＮｏ．１５、第３の熱処理の熱処理温度が高いＮｏ．１７は残留オーステナイト相の面積比率が少なく、伸びが低い。第３の熱処理の熱処理温度が低いＮｏ．１６はマルテンサイト相の焼き戻しが不十分であり、焼戻マルテンサイト相が得られず、強度が過度に高く、伸び、伸びフランジ性、曲げ性に劣る。
本発明により鋼板中のＮｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなど高価な元素を積極的に含有せずとも、安価で且つ優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する引張強度（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度冷延鋼板は、自動車部品以外にも、建築および家電分野など厳しい寸法精度、加工性が必要とされる用途にも好適である。

Claims (2)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１２〜０．２２％、
    Ｓｉ：０．８〜１．８％、
    Ｍｎ：１．８〜２．８％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．００４０％以下、
    Ａｌ：０．００５〜０．０８％、
    Ｎ：０．００８％以下、
    Ｔｉ：０．００１〜０．０４０％、
    Ｂ：０．０００１〜０．００２０％および
    Ｃａ：０．０００１〜０．００２０％
    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、組織は、フェライト相、ベイナイト相、焼戻マルテンサイト相、残留オーステナイト相からなり、フェライト相とベイナイト相の合計面積比率が５０〜７０％で平均結晶粒径が１〜３μｍであり、焼戻マルテンサイト相の面積比率が２５〜４５％で平均結晶粒径が１〜３μｍであり、残留オーステナイト相の面積比率が２〜１０％であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
  2. 請求項１に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、熱処理温度：３５０〜５５０℃で第１の熱処理を行い、次いで冷間圧延を行い、その後第２の熱処理として熱処理温度：８００〜９００℃、冷却速度１０〜８０℃／秒、冷却停止温度：３００〜５００℃、３００〜５００℃での保持時間：１００〜１０００秒とする熱処理を行い、次いで熱処理温度：１５０〜２５０℃で第３の熱処理を行うことを特徴とする、組織は、フェライト相、ベイナイト相、焼戻マルテンサイト相、残留オーステナイト相からなり、フェライト相とベイナイト相の合計面積比率が５０〜７０％で平均結晶粒径が１〜３μｍであり、焼戻マルテンサイト相の面積比率が２５〜４５％で平均結晶粒径が１〜３μｍであり、残留オーステナイト相の面積比率が２〜１０％である高強度冷延鋼板の製造方法。
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