JP6086078B2 - 伸びフランジ性に優れた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、自動車用部材の使途に適した、引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上の高強度と優れた加工性、特に優れた伸びフランジ性を兼ね備えた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
近年地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量削減のため自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部材の薄肉化（板厚減少）による自動車車体の軽量化が最も有効である。このため、自動車用部材に使用される鋼板については、高強度化して鋼板板厚を減少することが検討されており、軽量化と安全性を両立する高強度冷延鋼板の使用量は年々増加しつつある。
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には高強度に加えて、優れた加工性を有すること、特に伸びフランジ性に優れることが要求される。一般に、加工性は高強度化に伴い低下する。特に自動車用部材等では、バーリング加工部位での割れが生じやすく、ますます伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板への要求が高まっている。
このように、高強度冷延鋼板を自動車用部材等に適用する上では、優れた伸びフランジ性を備えた高強度冷延鋼板が必須である。高強度化や成形性を向上させる技術は現在までに様々なものが提案されている。
例えば、特許文献１には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．２％、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有し、鋼中に直径１〜１０ｎｍの微細析出物を１×１０１７個／ｃｍ３以上の密度で含むことを特徴とする常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献１に提案された技術によると微細析出物としてＣまたはＮを固定し、塗装焼付工程時に固定したＣおよびＮを脱離、拡散させることにより常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板が得られるとしている。
また、特許文献２には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含有し、Ｍｏ：０．５％以下およびＷ：１．０％以下のうち１種以上を含み、組織が実質的にフェライト単相で、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献２によると、転位密度が低く加工性が良好なフェライト組織に微細に析出するＴｉ、ＭｏおよびＷの１種以上を含む炭化物を分散させることにより、加工性と強度を両立させた鋼板が得られるとしている。
特許文献３には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｔｉ：０．０３〜０．１５％を含有し、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．２５％以下、Ｖ：０．２５％以下に制限し、ＴｉおよびＮｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量を調節し、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径が１〜５０ｎｍであり、フェライトの面積率が９５％以上であり、該フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、該フェライトに占める該未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限したことを特徴とする析出強化型冷延鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献３によると、冷間圧延前にＴｉの固溶を促進し、冷間圧延後の焼鈍時にＴｉの微細な炭窒化物を析出させ、伸びフランジ性が良好な鋼板が得られるとしている。
しかしながら、特許文献１で提案された技術では１５０〜２００℃の塗装焼付温度で析出物を鋼中に溶解し、ＣおよびＮを脱離させる必要があるため、多量にＴｉおよびＮｂを含有させることはできず高強度の鋼板は得られない。特許文献２で提案された技術では、その実施例を参照すると、加工性を低下させるＭｎを多量に含有しているが、Ｍｎを多量に含有すると、本発明で求める伸びフランジ性を安定的に発現させるのは困難である。さらに、焼鈍工程での再結晶を阻害させるＭｏおよびＷを多量に含むため、加工フェライト組織が残存しやすく加工性が低下する問題もある。特許文献３で提案された技術でも、実施例を参照すると、特許文献２と同様に加工性を低下させるＭｎを多量に含有している。さらに、固溶強化を意図してＳｉが０．６％を超える範囲で添加された鋼も散見されるが、後述するようにＳｉは表面にファイヤライトを含む赤スケールを発生させ、表面性状を低下させる。赤スケールが発生した箇所を打抜加工し、バーリング加工を施すと、伸びフランジ性が顕著に低下する。
以上のように、従来技術では高強度でかつ良好な伸びフランジ性を有する冷延鋼板を得ることは困難であった。本発明はかかる事情を鑑みてなされたものであって、４４０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、加工性、特に伸びフランジ性にも優れた高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。
上記課題を解決すべく、本発明者らは、加工性が良好なフェライト単一組織を高強度化させることに着目し、フェライト粒内に微細炭化物を分散させて強化する粒子分散強化による強化量を高めることを検討した。一方、良好な伸びフランジ性を得るためには、組織間の硬度差を可能な限り低減する必要があるため、各フェライト粒の硬度差にも着目して鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
１）軟質なフェライト粒を高強度化するには、フェライト粒内に微細な炭化物を多量に析出させる必要がある。微細かつ多量に炭化物を得る観点から、Ｔｉを含む炭化物が最適である。
２）微細な炭化物を析出させることによって強化する粒子分散強化機構による強化量は、炭化物のサイズと析出量に依存する。したがって、フェライト粒同士の硬度差を低減させるには各フェライト粒内に析出する炭化物のサイズや析出量を同程度とする必要がある。これを達成するには、フェライト変態を高温かつ短時間で完了させることが有効であり、Ｍｎ量を低減しつつ熱間圧延の仕上げ圧延後の冷却速度を制御することが重要である。
３）セメンタイトは打抜加工時およびバーリング加工時にボイド生成の起点となるため、伸びフランジ性を低下させる。したがって、セメンタイトの析出量を制限することで、良好な伸びフランジ性が得られる。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．０６％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０６％以上０．２９％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、組織全体に対するフェライト相の面積率が９５％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が１．０μｍ以上２０．０μｍ以下、組織全体に対する加工フェライトの面積率が３０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下、セメンタイトの析出量が０．０１２質量％以下であることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、前記［１］に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、前記［１］または［２］に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
［４］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
［５］鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、前記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
［６］前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、前記［５］に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
［７］前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、前記［５］に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
［８］鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．０６％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０６％以上０．２９％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を３０℃／秒以上２００℃／秒以下とし、前記巻き取りの巻取り温度を７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１０％以上９０％以下とし、前記焼鈍の焼鈍温度を７２０℃以上８５０℃以下とすることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［９］さらに、鋼素材が、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、前記［８］に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１０］さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、前記［８］または［９］に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１１］さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記［８］〜［１０］のいずれか１つに記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１２］前記焼鈍温度での焼鈍の後、めっき処理を施すことを特徴とする、前記［８］〜［１１］のいずれか１つに記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１３］前記めっき処理が、亜鉛めっき処理であることを特徴とする、前記［１２］に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［１４］前記めっき処理が、合金化亜鉛めっき処理であることを特徴とする、前記［１２］に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、引張強さが４４０ＭＰａ以上であり、かつ加工性、特に伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。本発明の高強度冷延鋼板は、自動車の構造部材等の使途に好適であり、かつ自動車部材の軽量化や自動車部材成形を可能とする等の効果を奏する。また、加工性を兼ね備えた引張強さが４４０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が得られることから、高強度冷延鋼板の更なる用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０２％以上０．０６％以下
Ｃは、Ｔｉと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。また、さらにＶやＮｂを添加した場合、あるいは更にＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆを添加した場合、これら元素とも結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわち、Ｃは微細な炭化物を形成してフェライト組織を強化させる元素である。所望の強度を得るには、Ｃは０．０２％以上を含有させる必要がある。好ましくは、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。一方、炭化物形成に関与しなかったＣはセメンタイトとして析出し、伸びフランジ性を低下させる。すなわち、過剰のＣは伸びフランジ性を低減させることとなるため、Ｃ含有量は０．０６％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０５％以下とする。
Ｃは、Ｔｉと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。また、さらにＶやＮｂを添加した場合、あるいは更にＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆを添加した場合、これら元素とも結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわち、Ｃは微細な炭化物を形成してフェライト組織を強化させる元素である。所望の強度を得るには、Ｃは０．０２％以上を含有させる必要がある。好ましくは、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。一方、炭化物形成に関与しなかったＣはセメンタイトとして析出し、伸びフランジ性を低下させる。すなわち、過剰のＣは伸びフランジ性を低減させることとなるため、Ｃ含有量は０．０６％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０５％以下とする。
また、高強度化と伸びフランジ性を安定的に両立させるためには、Ｃ含有量と、炭化物を形成する元素であるＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆの含有量とが、下記（１）式を満たすことが望ましい。（１）式の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）+（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝が０．８未満の場合、炭化物構成元素であるＣが枯渇し、所望の強度を得ることが困難な場合がある。一方、（１）式の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）+（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝が１．２を超える場合は、セメンタイトが顕著に析出しやすく、伸びフランジ性が低下しやすい。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）+（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≦１．２・・・（１）
ここで、式（１）中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
０．８≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）+（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≦１．２・・・（１）
ここで、式（１）中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは、延性（伸び）の低下をもたらすことなく鋼板の強度を大きくする元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしＳｉは鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）を形成し、赤スケールを発生させやすい。このファイヤライトは鋼板表面に楔形となって形成するため、バーリング加工時の応力集中の起点となり、伸びフランジ性を低下させるが、本発明では、Ｓｉ含有量は０．６％までは許容できる。このため、Ｓｉ含有量は０．６％以下とする必要がある。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．３％以下であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Ｓｉは、延性（伸び）の低下をもたらすことなく鋼板の強度を大きくする元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしＳｉは鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）を形成し、赤スケールを発生させやすい。このファイヤライトは鋼板表面に楔形となって形成するため、バーリング加工時の応力集中の起点となり、伸びフランジ性を低下させるが、本発明では、Ｓｉ含有量は０．６％までは許容できる。このため、Ｓｉ含有量は０．６％以下とする必要がある。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．３％以下であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Ｍｎ：０．６％以下
Ｍｎはフェライト変態を遅延させる元素である。本発明では、フェライト変態を高温で短時間に完了させ、炭化物のサイズを個々のフェライト粒で安定させる。このため、Ｍｎ含有量は０．６％以下に制限する必要がある。より好ましくは、Ｍｎ含有量は０．５％未満であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Ｍｎはフェライト変態を遅延させる元素である。本発明では、フェライト変態を高温で短時間に完了させ、炭化物のサイズを個々のフェライト粒で安定させる。このため、Ｍｎ含有量は０．６％以下に制限する必要がある。より好ましくは、Ｍｎ含有量は０．５％未満であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは粒界に偏析して伸びフランジ性を劣化させる。そのためＰは極力低減することが好ましく、Ｐ含有量は０．０５％以下とする必要がある。より好ましくは、Ｐ含有量は０．０４％以下であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Ｐは粒界に偏析して伸びフランジ性を劣化させる。そのためＰは極力低減することが好ましく、Ｐ含有量は０．０５％以下とする必要がある。より好ましくは、Ｐ含有量は０．０４％以下であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は熱間圧延中に伸展し、伸展した介在物は加工時に割れの起点となるため加工性を低下させる。したがって、本発明では、Ｓ含有量は極力低減することが好ましく、Ｓ含有量は０．０１％以下とする必要がある。好ましくは、Ｓ含有量は０．００８％以下であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は熱間圧延中に伸展し、伸展した介在物は加工時に割れの起点となるため加工性を低下させる。したがって、本発明では、Ｓ含有量は極力低減することが好ましく、Ｓ含有量は０．０１％以下とする必要がある。好ましくは、Ｓ含有量は０．００８％以下であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌは０．０２％以上含有することが望ましい。一方で、Ａｌは酸化物等の介在物を形成し、加工時にボイドの起点となるため加工性を低下させる。本発明では、Ａｌ含有量は０．０８％までは許容できるため、Ａｌ含有量の上限を０．０８％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０６％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌは０．０２％以上含有することが望ましい。一方で、Ａｌは酸化物等の介在物を形成し、加工時にボイドの起点となるため加工性を低下させる。本発明では、Ａｌ含有量は０．０８％までは許容できるため、Ａｌ含有量の上限を０．０８％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０６％以下である。
Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは製鋼、連続鋳造の段階でＴｉと結合しＴｉＮを形成する。このＴｉＮは粗大に析出するため強化に寄与せず、打抜加工時やバーリング加工時にボイド生成の起点となるため加工性に悪影響をもたらす。このようなことから、Ｎは極力低減させることが望ましいが、０．００８０％までは許容できるため、本発明でのＮ含有量の上限を０．００８０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００６０％以下である。
Ｎは製鋼、連続鋳造の段階でＴｉと結合しＴｉＮを形成する。このＴｉＮは粗大に析出するため強化に寄与せず、打抜加工時やバーリング加工時にボイド生成の起点となるため加工性に悪影響をもたらす。このようなことから、Ｎは極力低減させることが望ましいが、０．００８０％までは許容できるため、本発明でのＮ含有量の上限を０．００８０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００６０％以下である。
Ｔｉ：０．０６％以上０．２９％以下
Ｔｉは、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。特に本発明では固溶強化元素であるＭｎを低減しているため、所望の鋼板強度を得るにはＴｉを含有させ、Ｔｉを含む炭化物を多量に分散させる必要がある。Ｔｉ含有量が０．０６％を下回ると、所望の鋼板強度、すなわち４４０ＭＰａ以上の引張強さが得られなくなる。このため、Ｔｉ含有量の下限を０．０６％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０７％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２９％を超えると、鋼板を製造する際、鋼素材であるスラブ中に存在する粗大なＴｉ炭化物を、熱間圧延前のスラブ加熱の際に溶解することができなくなり、高強度化の効果が飽和する。さらに、粗大なＴｉ炭化物は打抜加工時およびバーリング加工時にボイドの起点となり、伸びフランジ性が低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．２９％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．２２％以下とする。すなわち、Ｔｉ含有量は０．０６％以上０．２９％以下とする必要がある。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０７％以上０．２２％以下とする。特に冷延鋼板の引張強さを５９０ＭＰａ以上とする場合には、Ｔｉ含有量は０．１０％以上０．２２％以下とすることが好ましい。
Ｔｉは、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。特に本発明では固溶強化元素であるＭｎを低減しているため、所望の鋼板強度を得るにはＴｉを含有させ、Ｔｉを含む炭化物を多量に分散させる必要がある。Ｔｉ含有量が０．０６％を下回ると、所望の鋼板強度、すなわち４４０ＭＰａ以上の引張強さが得られなくなる。このため、Ｔｉ含有量の下限を０．０６％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０７％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２９％を超えると、鋼板を製造する際、鋼素材であるスラブ中に存在する粗大なＴｉ炭化物を、熱間圧延前のスラブ加熱の際に溶解することができなくなり、高強度化の効果が飽和する。さらに、粗大なＴｉ炭化物は打抜加工時およびバーリング加工時にボイドの起点となり、伸びフランジ性が低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．２９％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．２２％以下とする。すなわち、Ｔｉ含有量は０．０６％以上０．２９％以下とする必要がある。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０７％以上０．２２％以下とする。特に冷延鋼板の引張強さを５９０ＭＰａ以上とする場合には、Ｔｉ含有量は０．１０％以上０．２２％以下とすることが好ましい。
以上が本発明における基本組成であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。本発明では、上記した基本組成に加えて、さらに目的に応じて、以下の成分を加えてもよい。
Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種
ＶおよびＮｂは、Ｔｉと同様、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。さらなる強化にはＶおよびＮｂはそれぞれ０．０１％以上添加する必要がある。一方でＶは炭化物を粗大化させやすく、０．１％を超えて含有しても、強化に対する効果が飽和し、もしくは含有量の増量につれ強度が低下する。このため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量の上限を０．１％とする。好ましいＶ含有量の上限は０．０８％である。また、Ｎｂは再結晶時にｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇ効果により粒界移動を阻害させ、加工フェライト粒を残存させやすい。加工フェライト粒は、鋼板の加工性に悪影響を与える。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５％以下であればこのような加工性への悪影響は顕在化しないため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５％とする。望ましいＮｂ含有量の上限は０．０４％である。
ＶおよびＮｂは、Ｔｉと同様、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。さらなる強化にはＶおよびＮｂはそれぞれ０．０１％以上添加する必要がある。一方でＶは炭化物を粗大化させやすく、０．１％を超えて含有しても、強化に対する効果が飽和し、もしくは含有量の増量につれ強度が低下する。このため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量の上限を０．１％とする。好ましいＶ含有量の上限は０．０８％である。また、Ｎｂは再結晶時にｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇ効果により粒界移動を阻害させ、加工フェライト粒を残存させやすい。加工フェライト粒は、鋼板の加工性に悪影響を与える。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５％以下であればこのような加工性への悪影響は顕在化しないため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５％とする。望ましいＮｂ含有量の上限は０．０４％である。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（ＲＥＭ：スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）および原子番号５７から７１までのランタノイド元素）は介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るにはＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、これら元素の合計の含有量が０．２％を超えても上記効果が飽和する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計量の上限を０．２％とした。好ましい範囲はＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００５％以上０．１％以下である。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（ＲＥＭ：スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）および原子番号５７から７１までのランタノイド元素）は介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るにはＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、これら元素の合計の含有量が０．２％を超えても上記効果が飽和する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計量の上限を０．２％とした。好ましい範囲はＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００５％以上０．１％以下である。
Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００５％以上０．１％以下の１種または２種以上
ＣｒおよびＮｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏは微量添加で鋼板強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板強度を上昇させるには、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒはそれぞれ０．０１％以上、Ｃｏは０．０００５％以上を添加する必要がある。一方で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量がそれぞれ０．１％、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆの含有量がそれぞれ０．０５％を超えると加工性に悪影響をもたらすため、ＣｒおよびＮｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量の上限はそれぞれ０．１％、ＭｏおよびＷ、Ｈｆの含有量の上限はそれぞれ０．０５％とした。これら元素の中で、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒは、再結晶を阻害させやすい元素であるため、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒを２種以上含有させる場合には、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの含有量の合計を０．１％以下とすることが望ましい。
ＣｒおよびＮｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏは微量添加で鋼板強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板強度を上昇させるには、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒはそれぞれ０．０１％以上、Ｃｏは０．０００５％以上を添加する必要がある。一方で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量がそれぞれ０．１％、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆの含有量がそれぞれ０．０５％を超えると加工性に悪影響をもたらすため、ＣｒおよびＮｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量の上限はそれぞれ０．１％、ＭｏおよびＷ、Ｈｆの含有量の上限はそれぞれ０．０５％とした。これら元素の中で、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒは、再結晶を阻害させやすい元素であるため、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒを２種以上含有させる場合には、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの含有量の合計を０．１％以下とすることが望ましい。
次に、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。
組織全体に対するフェライト相の面積率が９５％以上
冷延、再結晶焼鈍後の冷延鋼板のマトリックスは、加工性に優れたフェライト単相組織とすることが好ましい。ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト等のフェライト相と硬度が異なる第二相組織が鋼板組織に混入すると、フェライト相と第二相組織との界面で加工時に応力集中が生じ、割れ等の欠陥が発生することとなる。また、ベイナイト相やマルテンサイト相は延性に乏しいため、ベイナイト相もしくはマルテンサイト相の単相組織では所望の加工性が得られない。本発明鋼においてフェライト相の面積率が組織全体に対する面積率で９５％以上であれば、フェライト以外の第２相は加工性に悪影響をおよぼさないため、フェライト相の面積率の下限を９５％とした。好ましくは９８％以上であり、より好ましくは１００％である。
冷延、再結晶焼鈍後の冷延鋼板のマトリックスは、加工性に優れたフェライト単相組織とすることが好ましい。ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト等のフェライト相と硬度が異なる第二相組織が鋼板組織に混入すると、フェライト相と第二相組織との界面で加工時に応力集中が生じ、割れ等の欠陥が発生することとなる。また、ベイナイト相やマルテンサイト相は延性に乏しいため、ベイナイト相もしくはマルテンサイト相の単相組織では所望の加工性が得られない。本発明鋼においてフェライト相の面積率が組織全体に対する面積率で９５％以上であれば、フェライト以外の第２相は加工性に悪影響をおよぼさないため、フェライト相の面積率の下限を９５％とした。好ましくは９８％以上であり、より好ましくは１００％である。
フェライト相の平均結晶粒径が１．０μｍ以上２０．０μｍ以下
フェライト相の平均結晶粒径が１．０μｍ未満では、打抜加工端面で応力勾配が大きくなりすぎ、伸びフランジ性が低下する。このため、フェライト相の平均結晶粒径は１．０μｍ以上とし、好ましくは２．０μｍ以上とする。一方、フェライト相の平均結晶粒径が２０．０μｍを超えると、混粒組織となりやすく、打抜加工時に粗大粒と微細粒との間に応力集中が生してボイド発生の原因となり、伸びフランジ性が低下する。このため、フェライト相の平均結晶粒径は２０．０μｍ以下とし、好ましくは１５．０μｍ以下とする。したがって、フェライト相の平均結晶粒径は１．０μｍ以上２０．０μｍ以下とする。好ましくは、フェライト相の平均結晶粒径は２．０μｍ以上１５．０μｍ以下である。
フェライト相の平均結晶粒径が１．０μｍ未満では、打抜加工端面で応力勾配が大きくなりすぎ、伸びフランジ性が低下する。このため、フェライト相の平均結晶粒径は１．０μｍ以上とし、好ましくは２．０μｍ以上とする。一方、フェライト相の平均結晶粒径が２０．０μｍを超えると、混粒組織となりやすく、打抜加工時に粗大粒と微細粒との間に応力集中が生してボイド発生の原因となり、伸びフランジ性が低下する。このため、フェライト相の平均結晶粒径は２０．０μｍ以下とし、好ましくは１５．０μｍ以下とする。したがって、フェライト相の平均結晶粒径は１．０μｍ以上２０．０μｍ以下とする。好ましくは、フェライト相の平均結晶粒径は２．０μｍ以上１５．０μｍ以下である。
組織全体に対する加工フェライトの面積率が３０％以下
冷間圧延後には、鋼板全体が加工された組織となる。この組織は粒内に多量の転位を含むため延性が著しく乏しく、加工性を低下させる。加工性に悪影響をもたらさないようにするには、フェライト相中の加工フェライトは極力低減する必要があり、加工フェライトの面積率は組織全体に対する面積率で３０％以下に制限する必要がある。好ましくは１５％以下であり、より好ましくは０％である。
冷間圧延後には、鋼板全体が加工された組織となる。この組織は粒内に多量の転位を含むため延性が著しく乏しく、加工性を低下させる。加工性に悪影響をもたらさないようにするには、フェライト相中の加工フェライトは極力低減する必要があり、加工フェライトの面積率は組織全体に対する面積率で３０％以下に制限する必要がある。好ましくは１５％以下であり、より好ましくは０％である。
フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下
粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量の他に炭化物の粒子径が重要な要素となる。炭化物の微細化により鋼板強度は著しく上昇する。本発明において、所望の引張強さを得るためには、フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径を２０ｎｍ以下とする必要がある。本発明では、この微細に析出する炭化物はＴｉを含む組成であるが、Ｔｉの他にＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎ、Ａｌを含んでいても良い。
粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量の他に炭化物の粒子径が重要な要素となる。炭化物の微細化により鋼板強度は著しく上昇する。本発明において、所望の引張強さを得るためには、フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径を２０ｎｍ以下とする必要がある。本発明では、この微細に析出する炭化物はＴｉを含む組成であるが、Ｔｉの他にＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎ、Ａｌを含んでいても良い。
セメンタイトの析出量が０．０１２質量％以下
非常に硬質なセメンタイトは、打抜加工時ならびにバーリング加工時に、セメンタイトとマトリックスとの界面で応力集中しやすく、ボイド発生の起点となる。このため、セメンタイトは極力低減することが好ましいが、本発明では０．０１２質量％までは許容できる。このため、セメンタイトの析出量は０．０１２質量％以下とする。より好ましくは、セメンタイトの析出量は０．０１０質量％以下である。
非常に硬質なセメンタイトは、打抜加工時ならびにバーリング加工時に、セメンタイトとマトリックスとの界面で応力集中しやすく、ボイド発生の起点となる。このため、セメンタイトは極力低減することが好ましいが、本発明では０．０１２質量％までは許容できる。このため、セメンタイトの析出量は０．０１２質量％以下とする。より好ましくは、セメンタイトの析出量は０．０１０質量％以下である。
次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の冷延鋼板は、鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍する工程により製造される。
本発明は、上記した組成の鋼素材（鋼スラブ）を用い、鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下として、該温度の鋼素材を粗圧延に供し、仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上として熱間圧延を施し、平均冷却速度が３０℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却を仕上げ圧延終了後から２秒以内に開始し、巻取り温度７００℃以下で巻取り、冷間圧延率が１０％以上９０％以下の冷間圧延を施し，焼鈍温度７２０℃以上８５０℃以下の焼鈍を行うことを特徴とする。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
鋼素材の温度：１１００℃以上１３５０℃以下
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。通常、熱間圧延に先立ち鋼素材は加熱される。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、実質的に均質なオーステナイト相とし、鋼素材中の粗大な炭化物を溶解する必要がある。粗圧延に供する鋼素材の温度、すなわち鋼素材を加熱する場合は、鋼素材の加熱温度（以下、単に加熱温度ともいう）が１１００℃未満では、粗圧延前に鋼素材中の粗大な炭化物が溶解せず、冷間圧延、焼鈍後に得られる微細分散する炭化物の量が少なく、鋼板強度が著しく低下する。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、鋼素材表面に生成するスケール量が多く、熱間圧延中にスケールが噛み込みやすく、鋼板表面性状を悪化させる。以上の理由により、粗圧延に供する鋼素材の温度（加熱温度）は、１１００℃以上１３５０℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。ただし、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が１１００℃以上１３５０℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。通常、熱間圧延に先立ち鋼素材は加熱される。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、実質的に均質なオーステナイト相とし、鋼素材中の粗大な炭化物を溶解する必要がある。粗圧延に供する鋼素材の温度、すなわち鋼素材を加熱する場合は、鋼素材の加熱温度（以下、単に加熱温度ともいう）が１１００℃未満では、粗圧延前に鋼素材中の粗大な炭化物が溶解せず、冷間圧延、焼鈍後に得られる微細分散する炭化物の量が少なく、鋼板強度が著しく低下する。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、鋼素材表面に生成するスケール量が多く、熱間圧延中にスケールが噛み込みやすく、鋼板表面性状を悪化させる。以上の理由により、粗圧延に供する鋼素材の温度（加熱温度）は、１１００℃以上１３５０℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。ただし、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が１１００℃以上１３５０℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
仕上げ圧延温度：８２０℃以上
仕上げ圧延温度が８２０℃未満となると、熱間圧延中、鋼板の一部が変態を開始し、鋼板の面内の強度（巻取後の鋼板（熱延コイル）の長手および幅方向に対する強度）が著しく不均一となる。このような鋼板を冷間圧延すると鋼板が冷間圧延中に破断したり、形状が著しく不均一になり加工性が低下する問題が生じる。そのため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に定めないが、操業を安定させるには仕上げ圧延温度は１０００℃以下が望ましい。
仕上げ圧延温度が８２０℃未満となると、熱間圧延中、鋼板の一部が変態を開始し、鋼板の面内の強度（巻取後の鋼板（熱延コイル）の長手および幅方向に対する強度）が著しく不均一となる。このような鋼板を冷間圧延すると鋼板が冷間圧延中に破断したり、形状が著しく不均一になり加工性が低下する問題が生じる。そのため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に定めないが、操業を安定させるには仕上げ圧延温度は１０００℃以下が望ましい。
仕上げ圧延終了後の冷却を開始するまでの時間：２秒以内
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易い。本発明では、生成した炭化物は巻取工程ならびに焼鈍工程で粗大化するため、巻取り前には、できる限り粗大な炭化物の生成は抑える必要がある。本発明では、仕上げ圧延終了後なるべく早く強制冷却を開始して、粗大な炭化物の生成を抑制する。このため、仕上げ圧延終了後、少なくとも２秒以内に冷却を開始する。好ましくは１．５秒以内である。
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易い。本発明では、生成した炭化物は巻取工程ならびに焼鈍工程で粗大化するため、巻取り前には、できる限り粗大な炭化物の生成は抑える必要がある。本発明では、仕上げ圧延終了後なるべく早く強制冷却を開始して、粗大な炭化物の生成を抑制する。このため、仕上げ圧延終了後、少なくとも２秒以内に冷却を開始する。好ましくは１．５秒以内である。
平均冷却速度：３０℃／秒以上２００℃／秒以下
フェライト変態を所望の温度、時間で終了させるには、仕上げ圧延終了後の冷却を制御することが重要である。熱間圧延後の平均冷却速度が３０℃／秒未満では、フェライト変態完了後にも高温に曝される時間が長くなるため、フェライト粒内の炭化物が粗大化し、所望の強度を得られなくなる。このため、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は３０℃／秒以上とし、好ましくは４０℃／秒以上とする。一方、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度が２００℃／秒を超えると、高温でフェライト変態を完了させることができず、フェライト粒間での硬度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。このため、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は２００℃／秒以下とし、好ましくは１５０℃／秒以下とする。以上から、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は、３０℃／秒以上２００℃／秒以下とする。好ましくは、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は４０℃／秒以上１５０℃／秒以下である。なおここで、平均冷却速度は、仕上げ圧延温度から７００℃までの平均冷却速度である。
フェライト変態を所望の温度、時間で終了させるには、仕上げ圧延終了後の冷却を制御することが重要である。熱間圧延後の平均冷却速度が３０℃／秒未満では、フェライト変態完了後にも高温に曝される時間が長くなるため、フェライト粒内の炭化物が粗大化し、所望の強度を得られなくなる。このため、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は３０℃／秒以上とし、好ましくは４０℃／秒以上とする。一方、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度が２００℃／秒を超えると、高温でフェライト変態を完了させることができず、フェライト粒間での硬度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。このため、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は２００℃／秒以下とし、好ましくは１５０℃／秒以下とする。以上から、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は、３０℃／秒以上２００℃／秒以下とする。好ましくは、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は４０℃／秒以上１５０℃／秒以下である。なおここで、平均冷却速度は、仕上げ圧延温度から７００℃までの平均冷却速度である。
巻取り温度：７００℃以下
巻取り温度が７００℃を超えると、仕上げ圧延終了後の冷却途中に析出した炭化物が粗大化するため、所望の強度が得られなくなる。このため、巻取り温度は７００℃以下とする。好ましくは６６０℃以下である。下限は特に定めないが、ランナウトテーブル長との関係で、操業上の観点から２００℃以上とすることが好ましい。
巻取り温度が７００℃を超えると、仕上げ圧延終了後の冷却途中に析出した炭化物が粗大化するため、所望の強度が得られなくなる。このため、巻取り温度は７００℃以下とする。好ましくは６６０℃以下である。下限は特に定めないが、ランナウトテーブル長との関係で、操業上の観点から２００℃以上とすることが好ましい。
冷間圧延率：１０％以上９０％以下
冷間圧延を行う際の冷間圧延率が１０％未満となると、操業上安定せず板形状が不均一になる。不均一な板形状であると伸びフランジ性が低下するため、冷間圧延率の下限を１０％とする。好ましくは、冷間圧延率は４０％以上である。一方、冷間圧延率が９０％を超えると、過度に鋼板が加工硬化し、所望の板厚が得られなくなるため、冷間圧延率の上限を９０％とする。好ましくは、冷間圧延率は８０％以下である。以上より、冷間圧延率は１０％以上９０％以下とする。好ましくは、冷間圧延率は４０％以上８０％以下である。
冷間圧延を行う際の冷間圧延率が１０％未満となると、操業上安定せず板形状が不均一になる。不均一な板形状であると伸びフランジ性が低下するため、冷間圧延率の下限を１０％とする。好ましくは、冷間圧延率は４０％以上である。一方、冷間圧延率が９０％を超えると、過度に鋼板が加工硬化し、所望の板厚が得られなくなるため、冷間圧延率の上限を９０％とする。好ましくは、冷間圧延率は８０％以下である。以上より、冷間圧延率は１０％以上９０％以下とする。好ましくは、冷間圧延率は４０％以上８０％以下である。
焼鈍温度：７２０℃以上８５０℃以下
冷間圧延で導入された転位を取り除くため、実質的に加工フェライトを残存させず完全に再結晶させる必要がある。完全に再結晶させるには７２０℃以上の焼鈍温度で焼鈍する必要がある。一方で８５０℃を超える焼鈍温度では炭化物が粗大化するうえ、鋼板強度が著しく低下する。したがって、焼鈍温度の上限を８５０℃とする。以上より、焼鈍温度は７２０℃以上８５０℃以下とする。好ましくは、焼鈍温度の範囲は７５０℃以上８４０℃以下である。なお、Ｔｉを含む炭化物の粗大化、もしくはＴｉを含む炭化物溶解の抑制の観点から、焼鈍中に７２０℃以上となっている時間が２０分以内であることが望ましく、連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで製造することが好ましい。
冷間圧延で導入された転位を取り除くため、実質的に加工フェライトを残存させず完全に再結晶させる必要がある。完全に再結晶させるには７２０℃以上の焼鈍温度で焼鈍する必要がある。一方で８５０℃を超える焼鈍温度では炭化物が粗大化するうえ、鋼板強度が著しく低下する。したがって、焼鈍温度の上限を８５０℃とする。以上より、焼鈍温度は７２０℃以上８５０℃以下とする。好ましくは、焼鈍温度の範囲は７５０℃以上８４０℃以下である。なお、Ｔｉを含む炭化物の粗大化、もしくはＴｉを含む炭化物溶解の抑制の観点から、焼鈍中に７２０℃以上となっている時間が２０分以内であることが望ましく、連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで製造することが好ましい。
本発明の冷延鋼板は、表面にめっき層を具えたとしても材質変動が極めて小さく鋼板強度や加工性を低下させない。そのため、表面にめっき層を有することができる。めっき層を具えるようにするには、上記焼鈍温度で焼鈍後、めっき処理を行えば良い。めっき層の種類は特に限定する必要はなく、電気めっき層、無電解めっき層のいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に限定する必要はなく、溶融亜鉛めっき等の亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき等の合金化亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられる。なお、めっき層の合金成分、めっき層の種類などは、これらに限定されず、従前公知のものがいずれも適用可能である。
表１に示す組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材（鋼スラブ）を表２に示すスラブ加熱温度に加熱した後、表２に示す熱延条件で熱延板とし、表２に示す条件の冷間圧延を施し連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインにて冷延鋼板とした。表面にめっき層を具えない“裸材”は連続焼鈍ラインで製造し、溶融亜鉛めっき層を具えた“ＧＩ材”もしくは合金化溶融亜鉛めっき層を具えた“ＧＡ材”は連続溶融めっきラインにて製造した。連続溶融めっきラインで鋼板を浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ−０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃とした。ＧＡ材は鋼板をめっき浴に浸漬後、５２０℃で合金化処理を施した。めっき付着量はＧＩ材、ＧＡ材ともに片面当たり４５ｇ／ｍ２とした。なお、表２に記載の冷却速度は、仕上げ圧延終了温度から７００℃までの平均冷却速度であり、焼鈍温度は鋼板温度の最高到達温度である。
上記により得られた冷延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相の平均結晶粒径、加工フェライトの面積率、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径、セメンタイトの析出量、降伏強度、引張強さ、伸び、穴拡げ率等を求めた。試験方法は次のとおりとした。
（ｉ）組織観察
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、５％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で４００倍に拡大して１０視野分撮影した。ここで、フェライト相は粒内にラス状の形態やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
フェライト平均結晶粒径は、上記４００倍に拡大して撮影したうちの代表的な写真３枚について、水平線および垂直線をそれぞれ１０本ずつ引きＡＳＴＭ Ｅ １１２−１０に準拠した切断法によって求め、最終的に３枚の平均値を表３に記した。
加工フェライトは、フェライト相中において、伸展された形状で粒内に腐食痕が認められる組織を加工フェライトとみなし、観察視野に占める加工フェライトの面積率を求めた。すなわち、組織全体に占める加工フェライトの面積率を求めた。
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、５％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で４００倍に拡大して１０視野分撮影した。ここで、フェライト相は粒内にラス状の形態やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
フェライト平均結晶粒径は、上記４００倍に拡大して撮影したうちの代表的な写真３枚について、水平線および垂直線をそれぞれ１０本ずつ引きＡＳＴＭ Ｅ １１２−１０に準拠した切断法によって求め、最終的に３枚の平均値を表３に記した。
加工フェライトは、フェライト相中において、伸展された形状で粒内に腐食痕が認められる組織を加工フェライトとみなし、観察視野に占める加工フェライトの面積率を求めた。すなわち、組織全体に占める加工フェライトの面積率を求めた。
フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径は、得られた冷延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：１３５０００倍）で観察を行い、１００点以上の析出物粒子径の平均によって求めた。析出物の組成は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付帯するＥＤＸにより分析し、Ｔｉが含まれることを確認した。この析出物粒子径を算出する上で、Ｔｉを含まない粗大なセメンタイトやＣが含まれないＴｉを含む窒化物は含まないものとした。このＴｉを含む窒化物は粒子径が１００ｎｍ以上であり、球形ではなく長方形の形状で観察される。これは析出物粒子径を算出するうえで含まれない。
セメンタイトの析出量の定量には、１０％ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン−１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）中で、約０．２ｇを電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解した後、電解液からフィルタによって析出物を捕集し、析出物中に含まれるＦｅ量（質量％）を、ＩＣＰ発光分光分析法によって求め、Ｆｅ量を１．０７倍したものをセメンタイト析出量として算出した。
（ｉｉ）引張試験
得られた冷延鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。なお、引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
得られた冷延鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。なお、引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
（ｉｉｉ）穴拡げ試験（伸びフランジ性評価）
得られた冷延鋼板からサンプルを採取し、穴拡げ試験を行い、伸びフランジ性を評価した。試験条件は、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ Ｔ１００１−１９９６）に準拠し、１００ｍｍＷ（幅）×１００ｍｍＬ（長さ）のサンプル中央に、クリアランス１２％とした直径１０ｍｍの打抜加工を行い、頂点６０°の円錐ポンチを用いた。また、各サンプルについて、５回の穴拡げ試験を行い、次式で算出される穴広げ率（λ）の平均値を求めた。ここで、穴広げ率が大きいほど、伸びフランジ性に優れると評価できる。なお、次式において、「試験後孔径」は、打抜き加工によって得られた初期孔径（直径１０ｍｍ）に前記円錐ポンチを挿入し、該孔を押し広げ、亀裂が冷延鋼板（試験片）を貫通した時の孔の径である。
得られた冷延鋼板からサンプルを採取し、穴拡げ試験を行い、伸びフランジ性を評価した。試験条件は、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ Ｔ１００１−１９９６）に準拠し、１００ｍｍＷ（幅）×１００ｍｍＬ（長さ）のサンプル中央に、クリアランス１２％とした直径１０ｍｍの打抜加工を行い、頂点６０°の円錐ポンチを用いた。また、各サンプルについて、５回の穴拡げ試験を行い、次式で算出される穴広げ率（λ）の平均値を求めた。ここで、穴広げ率が大きいほど、伸びフランジ性に優れると評価できる。なお、次式において、「試験後孔径」は、打抜き加工によって得られた初期孔径（直径１０ｍｍ）に前記円錐ポンチを挿入し、該孔を押し広げ、亀裂が冷延鋼板（試験片）を貫通した時の孔の径である。
穴広げ率（λ％）＝（（試験後孔径）−（初期孔径））／（初期孔径）×１００
以上により得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上であり、かつ、伸びフランジ性にも優れており、強度と加工性を兼備した冷延鋼板となっていることがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度（引張強さ：４４０ＭＰａ以上）が確保できていないか、良好な伸びフランジ性が得られておらず加工性が乏しいことがわかる。
以上により得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上であり、かつ、伸びフランジ性にも優れており、強度と加工性を兼備した冷延鋼板となっていることがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度（引張強さ：４４０ＭＰａ以上）が確保できていないか、良好な伸びフランジ性が得られておらず加工性が乏しいことがわかる。
Claims (14)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．０６％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．６％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎ：０．００８０％以下、
Ｔｉ：０．０６％以上０．２９％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、組織全体に対するフェライト相の面積率が９５％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が１．０μｍ以上２０．０μｍ以下、組織全体に対する加工フェライトの面積率が３０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下、セメンタイトの析出量が０．０１２質量％以下であることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 - さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項５に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項５に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．０６％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０６％以上０．２９％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を３０℃／秒以上２００℃／秒以下とし、前記巻き取りの巻取り温度を７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１０％以上９０％以下とし、前記焼鈍の焼鈍温度を７２０℃以上８５０℃以下とすることを特徴とする、組織全体に対するフェライト相の面積率が９５％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が１．０μｍ以上２０．０μｍ以下、組織全体に対する加工フェライトの面積率が３０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下、セメンタイトの析出量が０．０１２質量％以下である、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - さらに、鋼素材が、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項８に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、請求項８または９に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項８〜１０のいずれか１項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍温度での焼鈍の後、めっき処理を施すことを特徴とする、請求項８〜１１のいずれか１項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が、亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項１２に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が、合金化亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項１２に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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