JP5825082B2 - 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5825082B2 JP5825082B2 JP2011270933A JP2011270933A JP5825082B2 JP 5825082 B2 JP5825082 B2 JP 5825082B2 JP 2011270933 A JP2011270933 A JP 2011270933A JP 2011270933 A JP2011270933 A JP 2011270933A JP 5825082 B2 JP5825082 B2 JP 5825082B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- cooling
- steel sheet
- temperature
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0436—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/009—Pearlite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度冷延鋼板に関するものである。なお、降伏比（ＹＲ）とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ（％）＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００で表される。
近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、車体の軽量化による燃費向上が大きな課題となっている。このため自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、これまで引張強さが２７０〜４４０ＭＰａ級の鋼板が使用されていた部品に対し、５９０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。
この５９０ＭＰａ以上の鋼板には、成形性の観点から優れた伸びや伸びフランジ性（穴広げ性）に代表される加工性が優れていることに加え、衝突吸収エネルギー特性が大きいという特性が求められている。衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、降伏比を高めることが有効であり、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させることが可能である。
５９０ＭＰａ以上の引張強さを得るための鋼板の強化機構としては、母相であるフェライトの硬化、もしくはマルテンサイトや未再結晶フェライトのような硬質相を利用する方法がある。フェライトの硬化の中では、ＳｉやＭｎなどの添加により固溶強化する方法や、ＮｂやＴｉなどの炭化物生成元素の添加により析出強化する方法が考えられる。例えば、特許文献１〜３のようにＮｂやＴｉを添加して析出強化した鋼板が提案されている。
一方、硬質相を利用する方法としては、特許文献４に主相がフェライト相で、第２相がマルテンサイト相から構成され、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上である、伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板が開示されている。特許文献５には、ＮｂやＴｉの析出強化に加えて、未再結晶フェライトとパーライトを含有した加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が開示されている。さらに、フェライトとパーライトからなる組織を有する鋼板の高強度化と伸びフランジ性向上の両立を図った鋼板が提案されている。（例えば、特許文献６、７）
しかしながら、特許文献１〜３のようなＮｂやＴｉなどの炭化物生成元素の添加により析出強化する方法では、成形性の観点から伸びが不十分である。さらにＮｂやＴｉなどの炭化物を活用し析出強化した鋼板は、熱間圧延条件や焼鈍条件によっては析出物が粗大化してしまうため、量産する上で、材質のバラツキが大きいという問題がある。
また、マルテンサイトを活用した特許文献４に関しては、伸びフランジ性が不十分であり、未再結晶フェライトとパーライトを活用した特許文献５では伸びが不十分である。
特許文献６、７は引張強さがいずれも５００ＭＰａ以下であり、５９０ＭＰａ以上のような高強度化は困難である。
したがって、本発明の課題は、上記従来技術の問題点を解消し、加工性、すなわち伸びと伸びフランジ性に優れ、かつ高降伏比を有する引張強さが５９０ＭＰａ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にある。
本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、Ｓｉを適量添加した成分の鋼板を、適正な焼鈍温度に均熱することで焼鈍中のオーステナイトの体積分率を制御し、かつ、その後に適正な冷却速度で冷却することにより、焼鈍後のミクロ組織として、固溶強化した微細なフェライトと微細なパーライトを適正な体積分率で得ることで、６５％以上の高い降伏比を有し、且つ、伸び及び伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板を得ることが出来ることを見出した。
従来、第２相としてパーライトが生成すると、伸びや伸びフランジ性が劣化すると考えられてきた。しかし、フェライト及びパーライトが存在する鋼板組織において、鋼板成分としてＳｉを適量添加し、フェライトを固溶強化することで、硬質相との硬度差を低減し、かつ、フェライトとパーライトの体積分率および平均粒径を微細にすることで、フェライトとパーライトとの界面からのボイド発生（クラック）が抑制され、局部伸びが向上し、伸びと伸びフランジ性が向上することが明らかとなった。
具体的には、鋼板成分として、Ｓｉを１．２〜２．３％添加し、平均粒径が２０μｍ未満のフェライトを体積分率で９０％以上および平均粒径が５μｍ未満のパーライトを体積分率で１．０〜１０％の範囲となるように鋼板組織を制御することで、フェライトの平均ビッカース硬さが１３０以上で、降伏比が６５％以上で引張強さが５９０ＭＰａ以上である伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが出来る。
すなわち、本発明は、以下の（１）〜（５）を提供する。
（１）鋼板の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１３％、Ｓｉ：１．２〜２．３％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織は、平均粒径が２０μｍ未満のフェライトを体積分率で９０％以上および平均粒径が５μｍ未満のパーライトを体積分率で１．０〜１０％含む複合組織を有し、前記フェライトの平均ビッカース硬さが１３０以上であり、降伏比が６５％以上で引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
（２）さらに、鋼板のミクロ組織は、平均粒径が５μｍ未満のマルテンサイトを体積分率で５％未満含むことを特徴とする前記（１）に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
（３）さらに、成分組成として、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
（４）前記（１）または（３）に記載の化学成分を有する鋼スラブに、熱間圧延開始温度１１５０〜１３００℃、仕上げ圧延終了温度８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延を行った後、冷却し、３５０〜６００℃で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で、Ａｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃（［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、Ｓｉ、Ｍｎの含有量（質量％））の温度域に加熱して３０〜６００ｓ均熱した後、前記均熱温度から、５００〜６００℃の温度範囲内にある第１冷却温度まで１．０〜１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、その後、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で前記第１冷却温度から室温まで冷却することを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
（５）前記熱間圧延後、巻取り前に行う冷却は、仕上げ圧延終了後１ｓ以内に冷却を開始して、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０〜７５０℃の温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度から６００℃まで５ｓ以上の冷却時間で空冷することを特徴とする前記（４）に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが５９０ＭＰａ以上、降伏比が６５％以上である、伸びと伸びフランジ性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の高強度冷延鋼板の組成限定理由を説明する。以下において、成分の「％」表示は質量％を意味する。
Ｃ：０．０６〜０．１３％
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるパーライト及びマルテンサイトの第２相形成にも関与し、高強度化に寄与する。この効果を得るためには、０．０６％以上の添加が必要である。好ましくは０．０８％以上である。一方、過剰に添加するとスポット溶接性が低下することから、上限を０．１３％とする。好ましくは０．１１％以下である。
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるパーライト及びマルテンサイトの第２相形成にも関与し、高強度化に寄与する。この効果を得るためには、０．０６％以上の添加が必要である。好ましくは０．０８％以上である。一方、過剰に添加するとスポット溶接性が低下することから、上限を０．１３％とする。好ましくは０．１１％以下である。
Ｓｉ：１．２〜２．３％
Ｓｉは固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して伸びの低下が比較的少なく、強度−伸びバランス、強度−穴広げ性バランスの向上にも寄与する元素である。Ｓｉを適量添加することでフェライトとパーライトとの界面からのボイドの発生を抑制し、さらにマルテンサイト、パーライトがその効果を得るためには、１．２％以上含有することが必要である。好ましくは１．４％以上である。一方、Ｓｉを２．３％超添加するとフェライトの延性が低下するため、その含有量は２．３％以下とする。好ましくは２．１％以下である。
Ｓｉは固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して伸びの低下が比較的少なく、強度−伸びバランス、強度−穴広げ性バランスの向上にも寄与する元素である。Ｓｉを適量添加することでフェライトとパーライトとの界面からのボイドの発生を抑制し、さらにマルテンサイト、パーライトがその効果を得るためには、１．２％以上含有することが必要である。好ましくは１．４％以上である。一方、Ｓｉを２．３％超添加するとフェライトの延性が低下するため、その含有量は２．３％以下とする。好ましくは２．１％以下である。
Ｍｎ：０．６〜１．６％
Ｍｎは固溶強化および第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、その効果を得るためには０．６％以上含有することが必要である。好ましくは０．９％以上である。一方、過剰に含有した場合、パーライトの生成を阻害し、過剰にマルテンサイトを生成しやすいため、その含有量は１．６％以下とする。
Ｍｎは固溶強化および第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、その効果を得るためには０．６％以上含有することが必要である。好ましくは０．９％以上である。一方、過剰に含有した場合、パーライトの生成を阻害し、過剰にマルテンサイトを生成しやすいため、その含有量は１．６％以下とする。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、溶接性が低下することから、その含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、溶接性が低下することから、その含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下するため含有量の上限を０．０１０％とする。好ましくは、０．００５０％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００５％以上含有することが好ましい。
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下するため含有量の上限を０．０１０％とする。好ましくは、０．００５０％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００５％以上含有することが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要であるが、０．１０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要であるが、０．１０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎが０．０１０％超えでは、この傾向が顕著となることから、Ｎの含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎが０．０１０％超えでは、この傾向が顕著となることから、Ｎの含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を１種以上添加しても良い。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような作用を有するために、Ｖの添加量を０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、０．１０％を超える量のＶを添加しても強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖの含有量は０．１０％以下が好ましい。
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような作用を有するために、Ｖの添加量を０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、０．１０％を超える量のＶを添加しても強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖの含有量は０．１０％以下が好ましい。
Ｔｉ：０．１０％以下
ＴｉもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．１０％以下が好ましい。
ＴｉもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．１０％以下が好ましい。
Ｎｂ：０．１０％以下
ＮｂもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．１０％以下が好ましい。
ＮｂもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．１０％以下が好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、０．１０％以上含有させることが好ましい。一方、含有量が０．５０％を超えると、パーライトの生成を阻害しやすいため、その含有量は０．５０％以下とする。
Ｃｒは第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、０．１０％以上含有させることが好ましい。一方、含有量が０．５０％を超えると、パーライトの生成を阻害しやすいため、その含有量は０．５０％以下とする。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは第２相を生成することで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｍｏは第２相を生成することで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時に有効である。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時に有効である。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、０．００３０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．００３０％以下とする。
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、０．００３０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．００３０％以下とする。
上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は損なわれない。
次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
フェライトは平均粒径が２０μｍ未満、体積分率が９０％以上、かつ、平均ビッカース硬さ（ＨＶ）は１３０以上であり、パーライトは平均粒径が５μｍ未満、かつ、体積分率が１．０〜１０％である。ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率である。
フェライトの体積分率が９０％未満では、硬質な第２相が多く存在するため、軟質なフェライトとの硬度差が大きい箇所が多く存在し、伸びフランジ性が低下する。そのためフェライトの体積分率は９０％以上とする。好ましくは９２％以上である。また、フェライトの平均粒径が２０μｍ以上では、穴広げ時の打抜き端面にボイドが生成しやすくなり、良好な伸びフランジ性が得られない。そのためフェライトの平均粒径は２０μｍ未満とする。好ましくは１５μｍ未満である。さらに、フェライトのＨＶが１３０未満ではフェライトとパーライトとの界面からのボイド発生（クラック）を抑制する効果が小さいため、伸びフランジ性が低下する。そのため、フェライトのＨＶは１３０以上とする。好ましくは１５０以上である。
パーライトの体積分率が１．０％未満では強度に及ぼす効果が少ないため、強度と成形性のバランスを得るためにパーライトの体積分率は１．０％以上とする。一方、パーライトの体積分率が１０％を超えると、フェライトとパーライトの界面でボイドが顕著に生成し、ボイドが連結しやすいため、加工性の観点からパーライトの体積分率は１０％以下とする。好ましくは８％以下である。また、パーライトの平均粒径が５μｍ以上では、ボイド生成箇所が増加するため、局部伸びが低下し、良好な伸びと伸びフランジ性が得られない。そのためパーライトの平均粒径は５μｍ未満とする。好ましくは３．５μｍ以下である。
鋼板のミクロ組織には、平均粒径が５μｍ未満のマルテンサイトが体積分率で５％未満の生成であれば、マルテンサイトが含まれていてもよい。伸びフランジ性を低下させることなく、本発明の目的を達成できる。マルテンサイトの体積分率が５％以上になると、降伏比が６５％以下となる傾向が高いため、マルテンサイトの体積分率は５％未満とする。また、平均粒径が５μｍ以上になると、穴広げ時の打抜き端面にボイドが生成しやすくなり、良好な伸びフランジ性が得られないので、平均粒径は５μｍ未満とする。
また、本発明におけるフェライト、パーライトおよびマルテンサイト以外に、ベイナイト、残留γ、球状セメンタイト等の１種あるいは２種以上が生成される場合があるが、上記のフェライトおよびパーライトの体積分率が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。
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。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：１１５０〜１３００℃、仕上げ圧延終了温度：８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延を行った後、冷却し３５０〜６００℃の温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度でＡｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃（［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、Ｓｉ、Ｍｎの含有量（質量％））の温度域に加熱して３０〜６００ｓ均熱した後、前記均熱温度から、５００〜６００℃の温度範囲内にある第１冷却温度まで１．０〜１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、その後、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で前記第１冷却温度から室温まで冷却することにより製造できる。
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
［熱間圧延工程］
熱間圧延開始温度：１１５０〜１３００℃
熱間圧延工程では、鋼スラブを１１５０〜１３００℃で熱間圧延を開始するか、または１１５０〜１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始する。熱間圧延開始温度が１１５０℃よりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、１３００℃を超えると加熱コストが増大する。そのため熱間圧延開始温度を１１５０〜１３００℃とする。
熱間圧延開始温度：１１５０〜１３００℃
熱間圧延工程では、鋼スラブを１１５０〜１３００℃で熱間圧延を開始するか、または１１５０〜１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始する。熱間圧延開始温度が１１５０℃よりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、１３００℃を超えると加熱コストが増大する。そのため熱間圧延開始温度を１１５０〜１３００℃とする。
仕上げ圧延終了温度：８５０〜９５０℃
熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上にする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃を超えると、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する懸念がある。そのため、仕上げ圧延終了温度を８５０〜９５０℃とする。
熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上にする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃を超えると、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する懸念がある。そのため、仕上げ圧延終了温度を８５０〜９５０℃とする。
仕上げ圧延後、冷却する。仕上げ圧延後の冷却条件については特に限定しないが、以下の冷却条件にて冷却するのが好ましい。
仕上げ圧延後の冷却条件：
仕上げ圧延後の冷却条件は、熱間圧延終了後１ｓ以内に冷却を開始し、平均冷却速度２０℃／ｓ以上で６５０〜７５０℃の温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、冷却停止温度から６００℃まで５ｓ以上の冷却時間で空冷することが好ましい。
仕上げ圧延後の冷却条件は、熱間圧延終了後１ｓ以内に冷却を開始し、平均冷却速度２０℃／ｓ以上で６５０〜７５０℃の温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、冷却停止温度から６００℃まで５ｓ以上の冷却時間で空冷することが好ましい。
仕上げ圧延終了後、フェライト域に急冷することによりフェライト変態を促進するとともに、微細なフェライト粒径を得ることができるため、焼鈍後フェライト粒径を微細にすることができ、穴広げ性が向上する。仕上げ圧延終了後の熱延板を高温のまま滞留（保持）するとフェライト粒径が粗大化する。微細なフェライト粒を得るため、仕上げ圧延終了後、１ｓ以内に冷却を開始して、平均冷却速度２０℃／ｓ以上で６５０〜７５０℃の温度範囲内にある冷却停止温度まで急冷することが好ましい。また、フェライト粒径を粗大化させずにフェライト相の変態を促進する観点から、上記急冷後、冷却停止温度から６００℃まで５ｓ以上の冷却時間で空冷することが好ましい。
巻取り温度：３５０〜６００℃
巻取り温度が６００℃よりも高いとフェライト粒径が粗大化するため、巻取り温度は６００℃以下とする。一方、巻取り温度が３５０℃よりも低いと、硬質なマルテンサイト相が過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大し、生産性を阻害するため、巻取り温度は３５０℃以上とする。
巻取り温度が６００℃よりも高いとフェライト粒径が粗大化するため、巻取り温度は６００℃以下とする。一方、巻取り温度が３５０℃よりも低いと、硬質なマルテンサイト相が過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大し、生産性を阻害するため、巻取り温度は３５０℃以上とする。
［酸洗工程］
熱間圧延工程後、酸性工程を実施し、熱延板表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
熱間圧延工程後、酸性工程を実施し、熱延板表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
［冷間圧延工程］
酸洗後の熱延板に対し、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。
酸洗後の熱延板に対し、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。
［焼鈍工程］
焼鈍工程においては、再結晶を進行させるとともに、高強度化のためパーライトやマルテンサイトの第２相組織を形成するために実施する。そのために、焼鈍工程は、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度でＡｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃（［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、Ｓｉ、Ｍｎの含有量（質量％））の温度域に加熱して３０〜６００ｓ均熱した後、前記均熱温度から、５００〜６００℃の温度範囲内にある第１冷却温度まで１．０〜１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し（一次冷却）、その後、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する（二次冷却）。
焼鈍工程においては、再結晶を進行させるとともに、高強度化のためパーライトやマルテンサイトの第２相組織を形成するために実施する。そのために、焼鈍工程は、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度でＡｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃（［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、Ｓｉ、Ｍｎの含有量（質量％））の温度域に加熱して３０〜６００ｓ均熱した後、前記均熱温度から、５００〜６００℃の温度範囲内にある第１冷却温度まで１．０〜１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し（一次冷却）、その後、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する（二次冷却）。
平均加熱速度：３〜３０℃／ｓ
２相域に加熱する前にフェライト域で十分に再結晶を進行させることで材質を安定化することができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限を３０℃／ｓとする。逆に加熱速度が小さすぎるとフェライト粒が粗大になり所定の平均粒径が得られないため、３℃／ｓ以上の平均加熱速度とする。
２相域に加熱する前にフェライト域で十分に再結晶を進行させることで材質を安定化することができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限を３０℃／ｓとする。逆に加熱速度が小さすぎるとフェライト粒が粗大になり所定の平均粒径が得られないため、３℃／ｓ以上の平均加熱速度とする。
均熱温度（保持温度）：Ａｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃
均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域であることに加えて、ＳｉおよびＭｎの含有量を考慮した適正な温度範囲とする必要がある。この適正な均熱温度とすることにより、所定のフェライトとパーライトの体積分率及び平均粒径を得ることが可能になる。均熱温度が、Ａｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃未満では、焼鈍中のオーステナイトの体積分率が少ないため、強度確保に必要な所定のパーライトの体積分率を得ることができず、Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃を超えると焼鈍中のオーステナイトの体積分率が多く、かつ、オーステナイトの粒径も粗大になるため、所定のパーライトの平均粒径を得ることができない。そのため、均熱温度は、Ａｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃とする。好ましくは、Ａｃ３−１００℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃である。また、Ａｃ３は以下の式で表される。
均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域であることに加えて、ＳｉおよびＭｎの含有量を考慮した適正な温度範囲とする必要がある。この適正な均熱温度とすることにより、所定のフェライトとパーライトの体積分率及び平均粒径を得ることが可能になる。均熱温度が、Ａｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃未満では、焼鈍中のオーステナイトの体積分率が少ないため、強度確保に必要な所定のパーライトの体積分率を得ることができず、Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃を超えると焼鈍中のオーステナイトの体積分率が多く、かつ、オーステナイトの粒径も粗大になるため、所定のパーライトの平均粒径を得ることができない。そのため、均熱温度は、Ａｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃とする。好ましくは、Ａｃ３−１００℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃である。また、Ａｃ３は以下の式で表される。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］−２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ｔｉ］＋４００×[Ａｌ]
ここで、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｐ］、［Ｔｉ］[Ａｌ]は、それぞれＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ｔｉ、Ａｌの含有量（質量％）を表す。
ここで、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｐ］、［Ｔｉ］[Ａｌ]は、それぞれＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ｔｉ、Ａｌの含有量（質量％）を表す。
均熱時間：３０〜６００ｓ
上記の均熱温度において、再結晶の進行および一部オーステナイト変態させるため、均熱時間は３０ｓ以上必要である。一方、均熱時間が長すぎるとフェライトが粗大化して所定の平均粒径が得られないため、均熱時間は６００ｓ以下とする必要がある。好ましくは５００ｓ以下である。
上記の均熱温度において、再結晶の進行および一部オーステナイト変態させるため、均熱時間は３０ｓ以上必要である。一方、均熱時間が長すぎるとフェライトが粗大化して所定の平均粒径が得られないため、均熱時間は６００ｓ以下とする必要がある。好ましくは５００ｓ以下である。
均熱温度から５００〜６００℃の温度までの平均冷却速度：１．０〜１２℃／ｓ
焼鈍工程後に最終的に得られる鋼板のミクロ組織を、平均粒径２０μｍ未満のフェライトの体積分率を９０％以上、平均粒径５μｍ未満のパーライトの体積分率を１．０〜１０％に制御するため、上記均熱温度から５００〜６００℃（第１冷却温度）まで１．０℃／ｓ〜１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却する一次冷却を行う。第１冷却温度が６００℃超ではパーライトが十分形成せず、５００℃未満ではベイナイトなどの第２相が過剰に生成する。第１冷却温度を５００〜６００℃の範囲に規定することで、パーライトの体積分率を調整することができる。５００〜６００℃の温度域までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満ではパーライトが体積分率として１．０％以上形成せず、平均冷却速度が１２℃／ｓ超では、過剰な体積分率のマルテンサイトが形成する。好ましくは１０℃／ｓ以下である。
焼鈍工程後に最終的に得られる鋼板のミクロ組織を、平均粒径２０μｍ未満のフェライトの体積分率を９０％以上、平均粒径５μｍ未満のパーライトの体積分率を１．０〜１０％に制御するため、上記均熱温度から５００〜６００℃（第１冷却温度）まで１．０℃／ｓ〜１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却する一次冷却を行う。第１冷却温度が６００℃超ではパーライトが十分形成せず、５００℃未満ではベイナイトなどの第２相が過剰に生成する。第１冷却温度を５００〜６００℃の範囲に規定することで、パーライトの体積分率を調整することができる。５００〜６００℃の温度域までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満ではパーライトが体積分率として１．０％以上形成せず、平均冷却速度が１２℃／ｓ超では、過剰な体積分率のマルテンサイトが形成する。好ましくは１０℃／ｓ以下である。
第１冷却温度から室温までの平均冷却速度：５℃／ｓ以下
第１冷却温度（５００〜６００℃）まで冷却した後は、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で室温まで冷却する２次冷却を行う。平均冷却速度が５℃／ｓを超えるとマルテンサイトの体積分率が過剰に増加してしまうため、第１冷却温度からの平均冷却速度は５℃／ｓ以下とする。好ましくは３℃／ｓ以下である。
第１冷却温度（５００〜６００℃）まで冷却した後は、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で室温まで冷却する２次冷却を行う。平均冷却速度が５℃／ｓを超えるとマルテンサイトの体積分率が過剰に増加してしまうため、第１冷却温度からの平均冷却速度は５℃／ｓ以下とする。好ましくは３℃／ｓ以下である。
また、焼鈍後に調質圧延を実施しても良い。伸長率の好ましい範囲は０．３〜２．０％である。
なお、本発明の範囲内であれば、焼鈍工程において、１次冷却後に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。
以下、本発明の実施例を説明する。
ただし、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、本発明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、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す化学成分（残部成分：Ｆｅおよび不可避的不純物）の鋼を溶製して鋳造し、２３０ｍｍ厚のスラブを製造し、熱間圧延開始温度を１２００℃とし、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件で熱間圧延を行い、仕上げ圧延終了後、０．１ｓ後に冷却を開始して、表２に示す平均冷却速度で、表２に示す冷却停止温度まで冷却し、冷却停止温度から６００℃までの冷却時間：６ｓで空冷して、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした後、表２に示す巻取り温度（ＣＴ）で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施して、板厚：１．４ｍｍの冷延鋼板とし、その後、表２に示す平均加熱速度で表２に示す均熱温度まで加熱し、該均熱温度で表２に示す均熱時間均熱した後、表２に示す第１冷却温度まで、表２に示す１次冷却の平均冷却速度で冷却し、その後、表２に示す２次冷却の平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、調質圧延（伸長率：０．７％）を施し、高強度冷延鋼板を製造した。
製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８））により、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、降伏比（ＹＲ）を測定した。ＥＬが３０％以上を良好な伸びの有する鋼板、ＹＲが６５％以上を高降伏比の有する鋼板とした。
穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打ち抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、８０％以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。
鋼板のミクロ組織は、以下の方法により、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの体積分率、平均（結晶）粒径を求めた。
鋼板のミクロ組織は３％ナイタール試薬（３％硝酸＋エタノール）を用いて、鋼板の圧延方向断面（板厚１／４の深さ位置）を腐食し、倍率５００〜１０００倍の光学顕微鏡および倍率１０００〜１００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により観察、撮影した組織写真を用いて、フェライトの体積分率および平均結晶粒径、パーライトの体積分率および平均結晶粒径、マルテンサイトの体積分率および平均結晶粒径を定量化した。各１２視野の観察を行い、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライトはやや黒いコントラストの領域であり、パーライトは層状の組織で、板状のフェライトとセメンタイトが交互に並んでいる組織である。マルテンサイトは白いコントラストの付いているものである。また、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いた。上述の鋼板組織写真から、予め各々のフェライト結晶粒、パーライト結晶粒、マルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
さらに、フェライト相のビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠し、マイクロビッカース硬度計を用いて、測定条件は荷重１０ｇｆ、負荷時間１５ｓとし、フェライトの結晶粒内の硬度測定を１０点行い、その平均値により求めた。
測定した引張特性と伸びフランジ性および鋼板組織の測定結果を表３に示す。
表３に示す結果から、本発明例は何れも平均粒径が２０μｍ未満のフェライトを体積分率で９０％以上、平均粒径が５μｍ未満のパーライトを体積分率で１．０〜１０％含む複合組織を有し、前記フェライトの平均ビッカース硬さが１３０以上であり、その結果、５９０ＭＰａ以上の引張強さと、６５％以上の降伏比を確保しつつ、且つ、３０％以上の伸びと８０％以上の穴広げ率の良好な加工性が得られている。一方、比較例は、鋼板組織が本発明範囲を満足せず、その結果、引張強さ、降伏比、伸び、穴広げ率の少なくとも１つの特性が劣る。
本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが５９０ＭＰａ以上、降伏比が６５％以上、全伸びが３０％以上および穴広げ率が８０％以上である、伸びと伸びフランジ性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
Claims (5)
- 鋼板の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１３％、Ｓｉ：１．２〜２．３％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織は、平均粒径が２０μｍ未満のフェライトを体積分率で９０％以上および平均粒径が５μｍ未満のパーライトを体積分率で１．０〜１０％含む複合組織を有し、前記フェライトの平均ビッカース硬さが１３０以上であり、降伏比が６５％以上で引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
- さらに、鋼板のミクロ組織は、平均粒径が５μｍ未満のマルテンサイトを体積分率で５％未満含むことを特徴とする請求項１に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
- さらに、成分組成として、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法であって、鋼スラブに、熱間圧延開始温度１１５０〜１３００℃、仕上げ圧延終了温度８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延を行った後、冷却し、３５０〜６００℃で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で、Ａｃ３−１２０℃−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃〜Ａｃ３−｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃（［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、Ｓｉ、Ｍｎの含有量（質量％））の温度域に加熱して３０〜６００ｓ均熱した後、前記均熱温度から、５００〜６００℃の温度範囲内にある第１冷却温度まで１．０〜１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、その後、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で前記第１冷却温度から室温まで冷却することを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記熱間圧延後、巻取り前に行う冷却は、仕上げ圧延終了後１ｓ以内に冷却を開始して、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０〜７５０℃の温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度から６００℃まで５ｓ以上の冷却時間で空冷することを特徴とする請求項４に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011270933A JP5825082B2 (ja) | 2011-12-12 | 2011-12-12 | 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| CN201280061365.4A CN103998639B (zh) | 2011-12-12 | 2012-12-03 | 高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| EP12858458.8A EP2792762B1 (en) | 2011-12-12 | 2012-12-03 | High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same |
| KR1020147017161A KR101626233B1 (ko) | 2011-12-12 | 2012-12-03 | 고항복비 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법 |
| US14/363,171 US9994941B2 (en) | 2011-12-12 | 2012-12-03 | High strength cold rolled steel sheet with high yield ratio and method for producing the same |
| PCT/JP2012/007720 WO2013088666A1 (ja) | 2011-12-12 | 2012-12-03 | 高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| IN1068KON2014 IN2014KN01068A (ja) | 2011-12-12 | 2012-12-03 | |
| TW101145603A TWI499676B (zh) | 2011-12-12 | 2012-12-05 | 高降伏比高強度冷軋鋼板及其製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011270933A JP5825082B2 (ja) | 2011-12-12 | 2011-12-12 | 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013122072A JP2013122072A (ja) | 2013-06-20 |
| JP5825082B2 true JP5825082B2 (ja) | 2015-12-02 |
Family
ID=48612143
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011270933A Active JP5825082B2 (ja) | 2011-12-12 | 2011-12-12 | 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US9994941B2 (ja) |
| EP (1) | EP2792762B1 (ja) |
| JP (1) | JP5825082B2 (ja) |
| KR (1) | KR101626233B1 (ja) |
| CN (1) | CN103998639B (ja) |
| IN (1) | IN2014KN01068A (ja) |
| TW (1) | TWI499676B (ja) |
| WO (1) | WO2013088666A1 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| ES2802203T3 (es) * | 2014-09-17 | 2021-01-15 | Nippon Steel Corp | Chapa de acero laminada en caliente |
| KR101889174B1 (ko) * | 2016-12-13 | 2018-08-16 | 주식회사 포스코 | 저온역 버링성이 우수한 고항복비형 고강도강 및 그 제조방법 |
| TWI658152B (zh) * | 2017-03-07 | 2019-05-01 | 日商新日鐵住金股份有限公司 | 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法 |
| EP3572547A4 (en) * | 2018-03-23 | 2020-07-29 | Nippon Steel Corporation | H-SHAPED ROLLED STEEL AND ITS MANUFACTURING PROCESS |
| US20210324492A1 (en) * | 2018-10-18 | 2021-10-21 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet and method for producing same |
| WO2020084332A1 (en) * | 2018-10-23 | 2020-04-30 | Arcelormittal | Hot-rolled steel plate and a method of manufacturing thereof |
| EP3885457A4 (en) * | 2018-11-21 | 2022-01-19 | JFE Steel Corporation | STEEL SHEET FOR CANS AND METHOD FOR MAKING IT |
| CN113748220B (zh) * | 2019-03-29 | 2023-03-31 | 杰富意钢铁株式会社 | 罐用钢板和其制造方法 |
| JP7235621B2 (ja) * | 2019-08-27 | 2023-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 低強度ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ部品およびホットスタンプ部品の製造方法 |
| DE102020203564A1 (de) * | 2020-03-19 | 2021-09-23 | Sms Group Gmbh | Verfahren zum Herstellen eines gewalzten Mehrphasenstahlbandes mit Sondereigenschaften |
Family Cites Families (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2688384B2 (ja) | 1989-11-16 | 1997-12-10 | 川崎製鉄株式会社 | 伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
| JP3887235B2 (ja) | 2002-01-11 | 2007-02-28 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP4696870B2 (ja) | 2005-11-21 | 2011-06-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP4589880B2 (ja) * | 2006-02-08 | 2010-12-01 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP4662175B2 (ja) | 2006-11-24 | 2011-03-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた冷延鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2008156680A (ja) | 2006-12-21 | 2008-07-10 | Nippon Steel Corp | 高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP4790639B2 (ja) | 2007-01-17 | 2011-10-12 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びフランジ成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP4954909B2 (ja) * | 2008-01-25 | 2012-06-20 | 新日本製鐵株式会社 | 焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| JP4995109B2 (ja) | 2008-02-07 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP5354147B2 (ja) | 2008-03-26 | 2013-11-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板 |
| JP4998756B2 (ja) * | 2009-02-25 | 2012-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5786318B2 (ja) * | 2010-01-22 | 2015-09-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5786319B2 (ja) * | 2010-01-22 | 2015-09-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5786316B2 (ja) | 2010-01-22 | 2015-09-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP4883216B2 (ja) | 2010-01-22 | 2012-02-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5636683B2 (ja) * | 2010-01-28 | 2014-12-10 | 新日鐵住金株式会社 | 密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および製造方法 |
-
2011
- 2011-12-12 JP JP2011270933A patent/JP5825082B2/ja active Active
-
2012
- 2012-12-03 IN IN1068KON2014 patent/IN2014KN01068A/en unknown
- 2012-12-03 US US14/363,171 patent/US9994941B2/en active Active
- 2012-12-03 WO PCT/JP2012/007720 patent/WO2013088666A1/ja active Application Filing
- 2012-12-03 EP EP12858458.8A patent/EP2792762B1/en not_active Not-in-force
- 2012-12-03 KR KR1020147017161A patent/KR101626233B1/ko active IP Right Grant
- 2012-12-03 CN CN201280061365.4A patent/CN103998639B/zh not_active Expired - Fee Related
- 2012-12-05 TW TW101145603A patent/TWI499676B/zh not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US9994941B2 (en) | 2018-06-12 |
| KR101626233B1 (ko) | 2016-05-31 |
| TW201331385A (zh) | 2013-08-01 |
| EP2792762B1 (en) | 2016-09-14 |
| IN2014KN01068A (ja) | 2015-10-09 |
| CN103998639A (zh) | 2014-08-20 |
| TWI499676B (zh) | 2015-09-11 |
| US20140332119A1 (en) | 2014-11-13 |
| CN103998639B (zh) | 2018-01-23 |
| WO2013088666A1 (ja) | 2013-06-20 |
| EP2792762A1 (en) | 2014-10-22 |
| JP2013122072A (ja) | 2013-06-20 |
| EP2792762A4 (en) | 2015-07-29 |
| KR20140098171A (ko) | 2014-08-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101912512B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5888471B1 (ja) | 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP5858174B2 (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5825082B2 (ja) | 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP6179461B2 (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
| JP5991450B1 (ja) | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP5182386B2 (ja) | 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5825189B2 (ja) | 伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| WO2015019558A1 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2010275627A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP5239562B2 (ja) | 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| WO2017168957A1 (ja) | 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 | |
| JP5533143B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2006233309A (ja) | 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5860345B2 (ja) | 機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2016120915A1 (ja) | 高強度めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5246283B2 (ja) | 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| KR101674283B1 (ko) | 신장과 신장 플랜지성이 우수한 저항복비 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP4329804B2 (ja) | 形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板 | |
| JP2014077203A (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140825 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150512 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150610 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20150915 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20150928 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5825082 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |