JP5860345B2 - 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 - Google Patents

Description

本願発明は、自動車部品等に用いられる機械的特性ばらつきの小さい高強度鋼板およびその製造方法に関する。

近年、自動車の燃費改善、衝突安全性を両立させるため、構造部品の材料として引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板のニーズが高まってきており、その適用範囲が広がっている。しかし、高強度鋼板は軟鋼にくらべて降伏強度や引張強度、加工硬化指数などの機械的特性のばらつきが大きいため、プレス成形の際にスプリングバックの量が変化することでプレス成形品の寸法精度を確保することが困難となることや、強度がばらついてもプレス成形品の必要強度を確保すべく、鋼板の平均強度を高めに設定する必要があることからプレス金型の寿命が短くなるといった課題がある。

このような課題を解決すべく、高強度鋼板における機械的特性のばらつき抑制に関するさまざまな取り組みがなされてきている。高強度鋼板において上記のような機械的特性のばらつきが発生する原因は、化学成分の変動と製造条件の変動に求めることができ、機械的特性のばらつき低減方法として以下のような提案がなされている。

［従来技術１］
例えば、特許文献１には、Ａ＝Ｓｉ＋９×Ａｌで定義するＡが６．０≦Ａ≦２０．０を満たした、フェライトとマルテンサイトの二相組織鋼とし、この鋼板を製造するに際しては、再結晶焼鈍・焼戻処理を、Ａｃ１以上Ａｃ３以下の温度で１０ｓ以上保持し、５００〜７５０℃までを２０℃／ｓ以下の冷却速度で緩冷却し、その後、１００℃以下までを１００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、３００〜５００℃で焼戻しを行うことで、鋼材のＡ３点を上昇させることにより、緩冷却終了時点の温度である急冷開始温度が変動したときの上記二相組織の安定性を高めて、機械的特性のばらつきを低減する方法が開示されている。

［従来技術２］
また、特許文献２には、予め鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ開始温度、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度と引張強度の関係を求めておき、対象鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度を考慮して、目標引張強度に応じて焼入れ開始温度を算出し、求めた焼入れ開始温度で焼入れすることで、強度のばらつきを低減する方法が開示されている。

［従来技術３］
また、特許文献３には、３％以上の残留オーステナイトを含む組織を有する鋼板を製造するにあたり、熱延鋼板を冷間圧延した後の焼鈍処理において、８００℃超Ａｃ３点未満で３０秒〜５分間均熱した後、４５０〜５５０℃の温度範囲まで一次冷却を行い、次いで４５０〜４００℃までの一次冷却速度に比べて小さい冷却速度で二次冷却を行った後、さらに４５０〜４００℃で１分間以上保持することで、板幅方向における伸び特性のばらつきを改善する方法が開示されている。

［従来技術４］
また、特許文献４には、平均結晶粒径１０μｍ以下のフェライト相と体積分率３０〜９０％のマルテンサイト相を含み、板厚表層硬度の板厚中心硬度に対する比が０．６〜１であり、めっき層と鋼板の界面から鋼板側内部へ進展している亀裂および凹部の最大深さが０〜２０μｍであり、亀裂と凹部以外の平滑部面積率が６０％〜１００％である組織とすることで、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の絞り成形性を改善する方法が開示されている。

上記従来技術１は、Ａｌの添加量を増やしてＡｃ３点を高めることによりＡｃ１〜Ａｃ３の２相温度域を拡大し、該２相温度域中における温度依存性を低減させたことで、焼鈍温度の変動による組織分率の変化を抑制することを特徴とするものである。これに対して、本願発明は、鋼板表層部と内部の硬軟質相の分率および硬さを揃えることで、熱処理条件の変化による機械的特性の変動を抑制することを特徴とするものである。したがって、上記従来技術１は、本願発明の技術的思想を示唆するものではない。さらに、上記従来技術１は、Ａｌの添加量を増やす必要があることから、鋼板の製造コストが上昇する問題もある。

また、上記従来技術２は、化学成分の変化に応じて焼入れ温度を変更するので、強度のばらつきは低減できるとしても、組織分率がコイル間で変動するため、伸びや伸びフランジ性のばらつきは低減できない。

また、上記従来技術３は、伸びのばらつきの低減については言及されているものの、伸びフランジ性のばらつきの低減については示唆されていない。

また、上記従来技術４は、プレス成形性を改善することを目的として、フェライト相の平均結晶粒径を１０μｍ以下とし、鋼板表層と中心の硬さ比を０．６〜１に規定している。しかしながら、フェライト相の結晶粒径として平均値のみで規定しているため、個々のフェライト粒のサイズの大小に大きなばらつきがある場合には、プレス成形性の改善は見込めない。また、鋼板表層と中心の硬さ比を規定しているが、硬さと硬軟質相の変形能は一致しているとはいえない。例えば、変形能に劣る焼戻した硬質相の分率が高い場合と、変形能に優れる軟質相の分率が高い場合では、硬さが同じでもプレス成形性が異なるため、プレス成形性の改善には有効であるものの、その改善の度合いにばらつきが生じることが想定される。これに対して、本願発明は、プレス成形性の改善自体を目的とするものではなく、鋼板表層部と内部（中心部）の組織分率と硬さの差異を小さくすることで、機械的特性のばらつきを抑制することを特徴とするものである。したがって、上記従来技術４は、本願発明の技術的思想を示唆するものではない。

特開２００７−１３８２６２号公報 特開２００３−２７７８３２号公報 特開２０００−２１２６８４号公報 特開２００８−１５６７３４号公報

本願発明は、上記問題点を解決するためになされたもので、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：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を各々含み、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、
軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、
残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
鋼板表面から１００μｍ深さまでの鋼板表層部のフェライトの面積率Ｖαｓと、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の中心部のフェライトの面積率Ｖαｃとの差ΔＶα＝Ｖαｓ−Ｖαｃが１０％未満であるとともに、前記鋼板表層部の硬さＨｖｓと前記中心部の硬さＨｖｃとの比ＲＨｖ＝Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．７５〜１．０である
ことを特徴とする機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。

請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１に記載の機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。

請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。

請求項４に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。

請求項５に記載の発明は、
請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法である。
(1) 熱間圧延条件
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ_３点以上
巻取温度：６００℃超７５０℃以下
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：５０％超８０％以下
(3) 焼鈍条件
Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し温度：３００〜５００℃
焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ

本願発明によれば、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる複相組織鋼において、鋼板表層部と中心部の、フェライト面積率の差と硬さ比を、ともに所定範囲内に制御することで、機械的特性ばらつきの小さい高強度鋼板およびその製造方法を提供できるようになった。

発明鋼板と比較鋼板の断面組織写真である。

本願発明者らは、上記課題を解決するために、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイト（以下「焼戻しマルテンサイト等」と総称することもある。）からなる複相組織を有する高強度鋼板に着目し、その機械的特性のばらつきを小さくする方策を検討した。以下、「機械的特性」を「特性」と、「機械的特性のばらつき」を「特性ばらつき」と、各々称することがある。

特性ばらつきを抑制するためには、ミクロ的に見ると、軟質第１相（単に「軟質相」ともいう。）と硬質第２相（単に「硬質相」ともいう。）の硬さの差異を小さくすることが有効である。一方、マクロ的に見ると、鋼板の厚さ方向の特性の差異、つまり材質の差異を小さくすることが有効である。

しかしながら、ミクロ的な観点、すなわち、硬軟質相の硬さの差異を小さくするだけでは、上記従来技術４で説明したように、両相の変形能の相違により、両相の分率が変化した場合には、特性ばらつきが生じてしまう。

そこで、本願発明者らは、マクロ的な観点、すなわち、鋼板厚さ方向の材質の差異を小さくする方が特性ばらつきの抑制にはより有効であると考え、鋼板厚さ方向の材質の差異を小さくする手段について検討を進めた。

具体的手段として、表層部と内部（中心部）を構成する硬軟質相の分率、および、表層部と内部(中心部)の硬さをできるだけ揃えることが有効である。

このような組織とすることで、特性の評価方法や実際の加工方法が同一の場合には、常に同じ特性を発揮することができるようになる。

しかしながら、上記のような組織を得ることは、従来の一般的な製造方法では実現が困難である。

上記のような組織形態を作り込むためには、一例として以下のような方法が考えられる。すなわち、熱延での高温巻取り、高い冷延率、２相域低温側での焼鈍の組合せが有効である。まず、熱延後の巻取り温度を高めることで、組織のサイズを全体的に大きく均一にすることができるとともに、フェライト＋パーライト（α＋Ｐ）の２相のみの組織とすることにも有効である。次いで、冷延時において冷延率を高めて強い加工を施すことで、表層部と内部に導入されるひずみ量をほぼ同等にすることができる。冷延率が低いと、内部に比べて表層部のひずみが多くなりやすく、鋼板厚さ方向にひずみ量の傾斜が付きやすい。冷延率を高くしても鋼板厚さ方向にひずみ量の傾斜が付くものの、その影響を極小に抑制できる。また、次工程の焼鈍で高ひずみ量が有効に作用する。つまり、焼鈍に際して、冷延で鋼板厚み方向全体に高ひずみを付与しておくことで、加熱時においてオーステナイトの核生成が活性化され、微細オーステナイト組織が得られる。そして、均熱時において、その微細オーステナイトの粒界三重点からフェライトが析出する。ここで、均熱温度を２相域の低温側とすることで、サイズの揃った比較的大きめのフェライトと微細オーステナイトからなる組織が形成される。そこから、肩落し冷却することで、フェライトが成長して大きめになるとともに、微細オーステナイトの粒界三重点から新しいフェライトが析出するようになる。このように焼鈍前の組織を細かくしておくことで、表層部、内部ともに、温度履歴は異なるものの、フェライト、オーステナイトともに核生成が活性化しているため、同様の核生成、成長挙動を示すようになる。その結果、表層部と内部の硬軟質相の分率がほぼ同等になり、また、組織の形成過程によって表層部、内部ともに同様の組織サイズになるため、硬さもほぼ同等になる。

このような組織を有する鋼板の成形性は、表層部と内部とで同じひずみ条件下では、ほぼ同等であり、優れた特性安定性を示すこととなる。

そして、上記思考実験に基づき、後記［実施例］にて説明する実証試験を実施した結果、確証が得られたので、さらに検討を加え、本願発明を完成するに至った。

以下、まず発明鋼板を特徴づける組織について説明する。

〔発明鋼板の組織〕
上述したとおり、発明鋼板は、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である焼戻しマルテンサイト等からなる複相組織をベースとするものであるが、特に、鋼板表面部と中心部の、フェライト分率の差と硬さ比が制御されている点を特徴とする。

＜軟質第１相であるフェライト：面積率で２０〜５０％＞
フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼では、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−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。

目標とする伸びを確保するためには、フェライトの面積率は２０％以上（好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％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が確保できなくなるので、フェライトの面積率は５０％以下（好ましくは４５％以下、さらに好ましくは４０％以下）とする。

＜鋼板表面から１００μｍ深さまでの鋼板表層部のフェライトの面積率Ｖαｓと、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の中心部のフェライトの面積率Ｖαｃとの差ΔＶα＝Ｖαｓ−Ｖαｃ：１０％未満＞
鋼板表層部と内部のフェライト分率をできるだけ揃えることで、下記鋼板表層部と内部の硬さを揃えることと相俟って、マクロ的に鋼板板厚方向の材質を均質にし、特性ばらつきを抑制するためである。上記効果を得るためには、鋼板表層部と中心部のフェライトの面積率の差ΔＶαは１０％未満（好ましくは８％以下、さらに好ましくは６％以下）とする必要がある。
ここで、鋼板表層部を鋼板表面から１００μｍ深さまでの部分に限定したのは、一般的な製造方法で組織形態が特に変化しやすい領域であるからである。

＜、前記鋼板表層部の硬さＨｖｓと前記中心部の硬さＨｖｃとの比ＲＨｖ＝Ｈｖｓ／Ｈｖｃ：０．７５〜１．０＞
鋼板表層部と中心部の硬さをできるだけ揃えることで、上記鋼板表層部と内部のフェライト分率を揃えることと相俟って、マクロ的に鋼板板厚方向の材質を均質にし、特性ばらつきを抑制するためである。上記効果を得るためには、硬さ比ＲＨｖは０．７５以上（好ましくは０．７７以上、さらに好ましくは０．７９以上）とする必要がある。ただし、硬さ比ＲＨｖが１．０を超えると、例えば浸炭処理を施した場合のように表層部の方が内部より硬くなると、却って特性ばらつきが大きくなる。

以下、鋼板厚み全体における各相の面積率、鋼板表層部および中心部におけるフェライトの面積率、ならびに、鋼板表層部および中心部における硬さの各測定方法について説明する。

〔鋼板厚み全体における各相の面積率の測定方法〕
まず、鋼板厚み全体における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点の測定を行って各フェライト粒の面積を求め、それらを合計してフェライトの面積を求めた。また、画像解析によってセメンタイトを含む領域を硬質第２相とし、残りの領域を、残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織とした。そして、各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。

〔鋼板表層部および中心部におけるフェライトの面積率〕
また、中心部におけるフェライトの面積率については、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の範囲において、上記〔鋼板厚み全体における各相の面積率の測定方法〕と同様にして、フェライトの面積率を求めた。
一方、鋼板表層部におけるフェライトの面積率については、鋼板表面から深さ３０μｍまでの範囲において、概略３０μｍ×４０μｍ領域５視野について上記〔鋼板厚み全体における各相の面積率の測定方法〕と同様にして、フェライトの面積率を求めた。

〔鋼板表層部および中心部における硬さの測定方法〕
また、鋼板表層部および中心部における硬さについては、ビッカース硬さ試験機を用い荷重１００ｇの条件にて、圧延方向に平行な板厚断面において、鋼板表層部は鋼板表面から０．０５ｍｍ深さの位置で、中心部はｔ／４（ｔ：板厚）の位置で、それぞれ、板厚方向に垂直な方向に５点の硬さを測定し、それら５点の測定値を算術平均して求めた。

次に、本願の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。

〔発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、硬質第２相の面積率、延いてはフェライトの面積率に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０５％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．３０％超では溶接性が劣化する。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１０〜０．２５％、さらに好ましくは０．１４〜０．２０％である。

Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｓｉは、焼戻し時におけるセメンタイト粒子の粗大化を抑制する効果を有し、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する有用な元素である。３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．５０〜２．５％、さらに好ましくは１．０〜２．２％である。

Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有することに加え、硬質第２相の変形能を高めることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する。また、焼入れ性を高めることで、硬質第２相が得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。０．１％未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、５．０％超とすると逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．５〜２．５％、さらに好ましくは１．２〜２．２％である。

Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
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、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。

Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
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、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１８％以下、さらに好ましくは０．０１６％以下である。

Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ａｌは脱酸元素として添加され、介在物を微細化する効果を有する。また、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びや伸びフランジ性の劣化を防止する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。

Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
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、０．０１％以下とする。

本願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純物であるが、その他、本願発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。

Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、セメンタイトの成長を抑制することで、伸びフランジ性を改善できる有用な元素である。０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では粗大なＣｒ_７Ｃ_３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。

Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加ではコストが高くなりすぎる。

Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、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。各元素とも０．０００１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。

なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわち、周期律表の３Ａ属元素を指す。

次に、上記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。

〔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を行い、酸洗してから冷間圧延を行う。

［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、６００超７５０℃以下の範囲で巻き取るのがよい。

＜巻取り温度：６００超７５０℃以下＞
巻取り温度を高めの６００℃超（より好ましくは６２０℃以上、特に好ましくは６４０℃以上）にすることで、組織のサイズを全体的に大きく均一にすることができるとともに、フェライト＋パーライト（α＋Ｐ）の２相のみの組織とすることができる。ただし、巻取り温度を高くしすぎると、熱延板の組織サイズが大きくなりすぎるので、７５０℃以下（より好ましくは７３０℃以下、特に好ましくは７１０℃以下）とする。

［冷間圧延条件］
冷間圧延条件としては、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）を５０％超８０％以下の範囲とするのがよい。

＜冷延率：５０％超８０％以下＞
冷延率を５０％超（より好ましくは５５％以上）とすることで、冷延時に強い加工を施すことで、表層部と内部に導入されるひずみ量をほぼ同等にすることができる。ただし、冷延率を高くしすぎると、冷延時の変形抵抗が高くなりすぎ、圧延速度が低下することによって生産性が極端に悪化するので、８０％以下（より好ましくは７５％以下）とする。

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、Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度（徐冷終了温度）までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度（徐冷速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度（急冷終了温度）までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度（急冷速度）で急冷するのがよい。

＜Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持＞
２相域の低温側で均熱することで、サイズの揃った比較的大きめのフェライトと微細オーステナイトからなる組織を形成させるためである。

焼鈍温度がＡｃ１未満では、オーステナイトに変態せず、所定の２相組織が得られなくなり、一方、焼鈍温度が（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上になると、表層部のフェライトが成長しすぎて、表層部と内部のフェライト分率および硬さの差異が過大になり、特性のばらつきが増加する。

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。焼鈍保持時間のより好ましい下限は６０ｓである。加熱時間を長時間化することでさらにフェライト中の歪を除去することができる。

＜７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷＞
肩落し冷却時に核生成するフェライトのサイズを上記２相域で生成したフェライトとほぼ同じサイズにするとともに、それらを合わせて面積率で２０〜５０％のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。

５００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトが過剰に形成され、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。

＜Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／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ことを抑制し、硬質第２相を得るためである。

Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが過剰に形成されるようになり、鋼板の強度が確保できなくなる。

［焼戻し条件］
焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し温度：３００〜５００℃まで加熱し、３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に焼戻し保持時間：６０〜１２００ｓ滞在させた後、冷却すればよい。

上記焼鈍時にフェライト中に濃化させた固溶Ｃを焼戻しを経てもフェライト中にそのまま残存させてフェライトの硬さを上昇させる一方、上記焼鈍時にフェライト中への固溶Ｃの濃化の反作用としてＣ含有量が低下した硬質第２相から、さらに焼戻しでＣをセメンタイトとして析出させたり、微細なセメンタイト粒子を粗大化させたりして硬質第２相の硬さを低下させるためである。

焼戻し温度が３００℃未満、あるいは、焼戻し時間が６０ｓ未満では、表面と内部の加熱状態が不均一になり、表面と内部の硬さ差が大きくなることで特性ばらつきが大きくなる。一方、焼戻し温度が５００℃超えると、硬質第２相が軟質化し過ぎて強度が確保できなくなる、もしくはセメンタイトが粗大化し過ぎて伸びフランジ性が劣化する。また、焼戻し時間が１２００ｓを超えると、生産性が低下するため好ましくない。

焼戻し温度のより好ましい範囲は３２０〜４８０℃であり、焼戻し保持時間のより好ましい範囲は１２０〜６００ｓである。

下記表１および表２に示すように種々の成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、下記表３〜５に示す種々の製造条件で、再度の熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとし、これを酸洗した後、さらに厚さ１．６ｍｍに冷間圧延し、その後熱処理を施した。

なお、表１中のＡｃ１およびＡｃ３は下記式１および式２を用いて求めた（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）。

式１：Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１［Ｓｉ］−１０．７［Ｍｎ］＋１６．９［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］
式２：Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１５．２［Ｎｉ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。

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、鋼板厚み全体における各相の面積率、鋼板表層部および中心部におけるフェライトの面積率、ならびに、鋼板表層部および中心部における硬さを測定した。

また、上記熱処理後の各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、および、伸びフランジ性λを測定することにより、各鋼板の特性を評価した。

具体的には、熱処理後の鋼板の特性は、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＥＬ≧１３％、λ≧４０％の全てを満たすものを合格（○）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。

また、熱処理後の鋼板の特性の安定性は、同一鋼種の供試材に対して、製造条件を実機の製造条件の最大変動範囲内で変化させて熱処理を行い、ＴＳの変化幅ΔＴＳ≦２００ＭＰａ、ＥＬの変化幅ΔＥＬ≦２％、λの変化幅Δλ≦２０％の全てを満たすものを合格（○）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。

なお、引張強度ＴＳと伸びＥＬは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。

また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。

測定結果を表６〜９に示す。

これらの表より、鋼Ｎｏ．１〜２、６〜９、３２〜３５、３７〜５０、５４〜６０は、本願発明の要件を全て満たす発明鋼である。いずれの発明例も、機械的特性の絶対値に優れるのみならず、機械的特性のばらつきが抑制された均質な冷延鋼板が得られていることがわかる。

また、鋼Ｎｏ．１４、１５、１７、１８、２０、２３、２５、２７、２９、３０、６１〜８０も、本願発明の要件を全て満たしている。これらの鋼板は、機械的特性の絶対値に優れることは確認済みであるが、機械的特性のばらつきの評価については未実施である。しかしながら、機械的特性のばらつきも上記発明鋼と同じく合格レベルにあることが類推される。

これに対して、本願発明の要件のいずれかを満たさない比較鋼は、それぞれ以下のような不具合を有している。

鋼Ｎｏ．３〜５は、巻取り温度が低すぎるため、巻取り後の熱延板組織にベイナイトが生成しやすい。また、冷延率も通常より高いため、焼鈍加熱時に表層部のベイナイトは分解しやすく、フェライト分率が変化しやすい。その結果、内部（中心部）とのフェライト分率と硬さの差異が大きくなり、特性は満足するものの、引張強度ＴＳのばらつきが大きくなり合格基準に達していない。

鋼Ｎｏ．１０、１１は、焼鈍温度が高すぎるため、脱炭に伴う表層部のフェライト分率が増加し、表層部と内部のフェライト分率の差異が大きくなり、特性は満足するものの、伸びＥＬのばらつきが大きくなり合格基準に達していない。

鋼Ｎｏ．１２は、鋼Ｎｏ．３〜５とは逆に、巻取り温度が高すぎるため、表層部のフェライトが成長しすぎる。その結果、内部（中心部）とのフェライト分率と硬さの差異が大きくなり、特性は満足するものの、伸びＥＬのばらつきが大きくなり合格基準に達していない。

鋼Ｎｏ．１３は、冷延率が低すぎるため、表層部と内部のフェライト分率と硬さの差異が大きくなり、特性は満足するものの、伸びＥＬのばらつきが大きくなり合格基準に達していない。

鋼Ｎｏ．１６は、徐冷速度が低すぎるため、表層部、内部ともにフェライトが成長しすぎて、鋼板全体組織のフェライト分率が過大になり、引張強度ＴＳが確保できない。

鋼Ｎｏ．１９は、徐冷終了温度が低すぎるため、フェライトが生成しすぎてフェライト分率が過剰になり、引張強度ＴＳが確保できない。

一方、鋼Ｎｏ．２１は、徐冷終了温度が高すぎるため、フェライトが十分に生成せず鋼板全体組織のフェライト分率が不足し、伸びＥＬが確保できない。

鋼Ｎｏ．２２は、急冷速度が低すぎるため、他の組織（主に残留オーステナイト）が生成してしまい、伸びフランジ性λが確保できない。

鋼Ｎｏ．２４は、急冷終了温度が高すぎるため、他の組織（主に残留オーステナイト）が生成してしまい、伸びフランジ性λが確保できない。

鋼Ｎｏ．２６は、焼戻し温度が低すぎるため、硬質第２相の硬さが高くなり、鋼板全体組織が硬くなりすぎて、組織中の強度の不均一さが増加してしまい、伸びＥＬ、伸びフランジ性λが確保できない。

一方、鋼Ｎｏ．２８は、焼戻し温度が高すぎるため、特に表層部の硬質第２相が軟質化されすぎ、引張強度ＴＳが確保できない。

鋼Ｎｏ．３１は、Ｓｉ量が多すぎるため、フェライトが固溶強化されすぎて延性が損なわれ、伸びＥＬ、伸びフランジ性λが確保できない。

鋼Ｎｏ．３６は、Ｃ量が多すぎるため、フェライト変態の抑制、焼入れ性の上昇などにより、フェライト分率が不足し、伸びＥＬ、伸びフランジ性λが確保できない。

鋼Ｎｏ．５１は、Ｍｎ量が少なすぎるため、フェライトの固溶強化が不足し、引張強度ＴＳが確保できない。

一方、鋼Ｎｏ．５２は、Ｍｎ量が多すぎるため、フェライト変態の抑制、焼入れ性の上昇などにより、フェライト分率が不足し、伸びＥＬ、伸びフランジ性λが確保できない。

鋼Ｎｏ．５３は、鋼Ｎｏ．３６とは逆に、Ｃ量が少なすぎるため、フェライト分率が過剰になり、引張強度ＴＳが確保できない。

ちなみに、発明鋼（鋼Ｎｏ．６）と比較鋼（鋼Ｎｏ．１０）の、表層部と中心部における組織の異同を図１に例示する。同図は光学顕微鏡観察の結果であり、無地の白っぽい領域がフェライトあり、黒っぽい領域が硬質第２相である。同図から明らかなように、比較鋼では、表層部のフェライト分率は中心部のそれよりかなり高くなっているのに対し、発明鋼では、表層部のフェライト分率は中心部のそれとほぼ同程度であるのが認められる。

Claims (5)

1. 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
   Ｃ：０．０５〜０．３０％、
   Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：０．１〜５．０％、
   Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１〜１．０％、
   Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
   を各々含み、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、
   軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、
   残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
   鋼板表面から１００μｍ深さまでの鋼板表層部のフェライトの面積率Ｖαｓと、ｔ／４〜３ｔ／４（ｔは板厚）の中心部のフェライトの面積率Ｖαｃとの差ΔＶα＝Ｖαｓ−Ｖαｃが１０％未満であるとともに、前記鋼板表層部の硬さＨｖｓと前記中心部の硬さＨｖｃとの比ＲＨｖ＝Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．７５〜１．０である
   ことを特徴とする機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
2. 成分組成が、更に、
   Ｃｒ：０．０１〜１．０％
   を含むものである請求項１に記載の機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
3. 成分組成が、更に、
   Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
   Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
   Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
   を含むものである請求項１または２に記載の機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
4. 成分組成が、更に、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
   ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
   を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
   請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法。
   (1) 熱間圧延条件
   仕上げ圧延終了温度：Ａｒ_３点以上
   巻取温度：６００℃超７５０℃以下
   (2) 冷間圧延条件
   冷間圧延率：５０％超８０％以下
   (3) 焼鈍条件
   Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
   (4) 焼戻し条件
   焼戻し温度：３００〜５００℃
   焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ