JP6380781B1 - 冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents

冷延鋼板とその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP6380781B1
JP6380781B1 JP2018523827A JP2018523827A JP6380781B1 JP 6380781 B1 JP6380781 B1 JP 6380781B1 JP 2018523827 A JP2018523827 A JP 2018523827A JP 2018523827 A JP2018523827 A JP 2018523827A JP 6380781 B1 JP6380781 B1 JP 6380781B1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
mass
less
steel sheet
cold
ferrite
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
Application number
JP2018523827A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2018147211A1 (ja
Inventor
佑馬 本田
佑馬 本田
義彦 小野
義彦 小野
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of JP6380781B1 publication Critical patent/JP6380781B1/ja
Publication of JPWO2018147211A1 publication Critical patent/JPWO2018147211A1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • C21D8/0226—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
    • C21D8/0221—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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/06—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
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
    • C25D5/50—After-treatment of electroplated surfaces by heat-treatment
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)

Abstract

ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０６〜０．１４％、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．６〜２．５％、Ｎｂ：０．０８０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０８０％以下（０％を含む）、かつ、ＮｂとＴｉを合計で０．０２０〜０．０８０％含有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延した鋼板に、８４０〜９４０℃の温度に３０〜１２０秒間滞留する均熱焼鈍した後、該均熱温度から６００℃まで５℃／ｓ以上で冷却し、６００〜５００℃の温度域に３０〜３００秒間滞留し、その後、２次冷却する連続焼鈍を施して、フェライト基地中にマルテンサイトが微細分散した鋼組織とすることにより、高強度で、耐時効性を有し、しかも、高降伏比で引張強さの異方性が小さい冷延鋼板を得る。

Description

本発明は、自動車車体の高強度部材等の素材に用いられる冷延鋼板とその製造方法に関し、具体的には、引張強さＴＳが５９０〜８００ＭＰａで、優れた耐時効性と高い降伏比を有し、かつ、引張強さの等方性に優れる冷延鋼板とその製造方法に関するものである。
近年、地球環境を保護する観点から、燃費の向上を図るために自動車車体を軽量化したり、さらに、乗員の安全性確保の観点から、自動車車体の強度を向上したりするため、自動車車体の骨格用部材や耐衝突用部材等の素材に用いられる冷延鋼板は、高強度化と薄肉化が積極的に図られている。上記用途に用いられる冷延鋼板は、乗員の安全性を確保するためには、衝突時に変形し難いこと、すなわち、高い降伏応力を有することが、また、鋼板を製造してから、長時間経過した後でも、プレス成形品にしわ模様や寸法精度不良が発生することなく、安定してプレス成形が可能であるためには、耐時効性に優れることが、さらに、プレス成形における寸法精度を確保するためには、引張強さの異方性が小さいことが求められる。
このような要求に応える技術として、従来、幾つかの技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、Ｎｂ、ＴｉおよびＶから選ばれる１種以上を合計で０．００８〜０．０５ｍａｓｓ％含有する冷延板を、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３と比較的高温の二相温度域で均熱焼鈍した後、４００℃未満まで２〜２００℃／ｓの冷却速度で冷却することで、フェライトを主相とし、第２相としてマルテンサイトを含む鋼組織からなる、伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板を得る技術が開示されている。
また、特許文献２には、［Ｍｎｅｑ］，ＰおよびＢの含有量を適正範囲に制御した冷延板を、連続溶融亜鉛めっきラインで、７４０℃超８４０℃未満の温度で焼鈍し、平均冷却速度２〜３０℃／ｓで冷却した後、溶融亜鉛めっきして、フェライトと第２相からなり、第２相の面積率が３〜１５％で、第２相面積率に対するマルテンサイトと残留γの比率が７０％超、第２相面積率のうち粒界３重点に存在するものの比率を５０％以上の鋼組織とすることで、低ＹＰ、高ＢＨで、優れた耐時効性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る技術が開示されている。
また、特許文献３には、Ｎｂ，Ｔｉの１種以上を合計で０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％含有した冷延板に、（Ａｃ１−１００℃）からＡｃ１までの昇温速度を５℃／ｓ以上として、Ａｃ１〜｛Ａｃ１＋２／３×（Ａｃ３−Ａｃ１）｝の比較的低温の二相温度域まで昇温し、該温度範囲内の滞留時間を１０〜３０ｓとして焼鈍し、４００℃未満まで平均冷却速度４０℃／ｓで冷却して、フェライトとパーライトからなり、上記フェライト中の未再結晶フェライトの面積率が２０〜５０％の鋼組織とすることで、加工性および耐衝撃特性に優れた高強度冷延鋼板を得る技術が開示されている。
また、特許文献４には、Ｍｎ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％含有し、鋼組織が主相のフェライトと、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種以上からなる第２相との複合組織からなり、第２相の面積率が１〜２５％で、上記フェライト中には、上記第２相と接する粒界から１００ｎｍ以内の領域に粒径５ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物（Ｔｉ系炭化物）が１．０×１０９個／ｍｍ２以上析出している、伸びフランジ性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板が開示されている。
さらに、特許文献５には、体積率で６０％以上の低温変態相を含む熱延鋼板を冷延した冷延板に、α＋γの２相域で連続焼鈍し、鋼組織がフェライト相と面積率で０．１％以上１０％未満の低温変態相からなり、上記フェライト相の平均粒径ｄが２０μｍ以下で、上記フェライト相の平均粒径ｄと、上記フェライト相の粒界に沿った隣接低温変態相間の間隔の平均値ＬがＬ＜３．５ｄの関係を満たすようにすることで、ｒ値の面内異方性が小さい高強度冷延鋼板を得る技術が開示されている。
特開２００３−２１３３６９号公報 特開２０１０−１９６１５９号公報 特開２００９−１８５３５５号公報 特開２００９−２３５４４１号公報 国際公開第２００４／００１０８４号
しかしながら、上記特許文献１の技術は、均熱焼鈍した後、ただちに４００℃未満まで急速冷却しているため、ベイナイトが多量に生成する。そのため、マルテンサイトの生成量が少なくなり、本発明が目的とする優れた耐時効性が得られない。
また、上記特許文献２の技術は、ＮｂやＴｉの添加量が少なく、フェライト粒が粗大化して、降伏応力が低下するため、得られる鋼板の降伏比は高々０．６０程度であり、本発明が目的とする高い降伏比を達成することはできない。
また、上記特許文献３の技術は、低温焼鈍を志向しているため、鋼板組織中のフェライトの大部分が未再結晶フェライトとなるため、引張強さの異方性が大きくなるという問題がある。
また、上記特許文献４の技術は、Ｍｎ含有量が比較的少なく、鋼板組織の第２相中に占めるマルテンサイトの分率が少ないため、本発明が目的とする優れた耐時効性が得られない。
また、上記特許文献５の技術は、低温焼鈍を志向しており、しかも、ＣやＭｎの含有量が少ないため、マルテンサイトの生成量が少なくなり、本発明が目的とする耐時効性に優れた高強度鋼板が得られない。
上記のように、従来技術においては、高強度でありながら、優れた耐時効性と高い降伏比を有し、しかも、引張強さの等方性に優れる冷延鋼板を製造する技術は確立されていない。
本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度でありながら、優れた耐時効性と高い降伏比を有し、かつ、引張強さの等方性にも優れる冷延鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。
発明者らは、従来技術では成し得なかった上記課題の解決に向けて鋭意検討を重ねた。その結果、以下のことを知見した。
（１） 製品である冷延鋼板（以降、「製品板」ともいう。）に優れた耐時効性を付与するためには、鋼板組織をフェライト基地中にマルテンサイトが均一微細に分散した組織とすることが、また、上記の優れた耐時効性と高い降伏比とを両立させるためには、Ｎｂおよび／またはＴｉを合計で０．０４ｍａｓｓ％程度添加し、フェライト結晶粒径の微細化を図ることが有効である。
（２） 製品板のフェライト組織中に、未再結晶のフェライトが多く残留していると、引張強さの異方性が著しく増大する。そのため、冷間圧延後の連続焼鈍における焼鈍温度（均熱温度）を高め、再結晶を十分に進行させるのが望ましい。しかし、高温焼鈍すると、オーステナイトが多量に生成するため、均熱後の冷却速度が遅い場合には、オーステナイトがフェライトに変態した後、引き続いてパーライトが生成するため、その後の冷却でマルテンサイトが十分に得られず、また、１次冷却後の保持温度を制御しない場合には、オーステナイトがベイナイトに変態してマルテンサイトがベイナイトなどで分断された分散状態となり、マルテンサイトをフェライト基地中に均一分散させることができなくなるため、優れた耐時効性が得られない。
（３） しかし、高温で均熱焼鈍後、６００℃までを急冷（１次冷却）して、冷却中のパーライト変態を抑制した後、６００〜５００℃の温度域で一定時間滞留して、オーステナイトのフェライトへの変態を促進し、オーステナイトを縮小させてフェライト基地中に微細分散した状態するとともに、オーステナイト中への合金元素の濃化を促進した後、２次冷却してオーステナイトをマルテンサイトに変態させることで、マルテンサイトをフェライト基地中に均一微細に分散させることができ、優れた耐時効性を得ることができる。
（４） すなわち、ＮｂやＴｉを適正量添加し、連続焼鈍における均熱焼鈍温度とその後の冷却条件を適正に制御し、鋼板組織におけるフェライト基地中のマルテンサイトの分散状態を適正に制御することで、高強度で、優れた耐時効性と高い降伏比を有し、しかも、引張強さの等方性に優れる冷延鋼板を得ることができる。
上記知見に基づき開発した本発明は、Ｃ：０．０６〜０．１４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％未満、Ｍｎ：１．６〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ｔｉ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、かつ、ＮｂとＴｉを合計で０．０２０〜０．０８０ｍａｓｓ％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライトが８５％以上、マルテンサイトが３〜１５％、未再結晶フェライトが５％以下で、前記フェライトの平均結晶粒径ｄが２〜８μｍ、前記フェライトの平均結晶粒径ｄに対する前記マルテンサイトの最近接粒子間隔の平均値Ｌ（μｍ）の比（Ｌ／ｄ）が０．２０〜０．８０である鋼組織を有し、かつ、圧延方向に垂直方向の降伏比ＹＲが０．６８以上で、圧延方向に垂直方向の引張強さＴＳＣに対する圧延方向に４５度方向の引張強さＴＳＤの比（ＴＳＤ／ＴＳＣ）が０．９５以上である機械的特性を有する冷延鋼板である。
本発明の上記冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．３ｍａｓｓ％以下およびＳｂ：０．３ｍａｓｓ％以下から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
また、本発明の上記冷延鋼板は、上記鋼板の表面に亜鉛系めっき層を有することを特徴とする。
また、本発明の上記冷延鋼板における上記亜鉛系めっき層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層および電気亜鉛めっき層のいずれかであることを特徴とする。
また、本発明は、上記に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延した鋼板に、８４０〜９４０℃の温度に３０〜１２０秒間滞留する均熱処理した後、該均熱温度から６００℃まで５℃／ｓ以上で冷却し、６００〜５００℃の温度域に３０〜３００秒間滞留し、その後、２次冷却する連続焼鈍を施すことにより、面積率でフェライトが８５％以上、マルテンサイトが３〜１５％、未再結晶フェライトが５％以下で、前記フェライトの平均結晶粒径ｄが２〜８μｍ、前記フェライトの平均結晶粒径ｄに対する前記マルテンサイトの最近接粒子間隔の平均値Ｌ（μｍ）の比（Ｌ／ｄ）が０．２０〜０．８０である鋼組織と、圧延方向に垂直方向の降伏比ＹＲが０．６８以上で、圧延方向に垂直方向の引張強さＴＳＣに対する圧延方向に４５度方向の引張強さＴＳＤの比（ＴＳＤ／ＴＳＣ）が０．９５以上である機械的特性を付与する冷延鋼板の製造方法を提案する。
本発明の上記冷延鋼板の製造方法は、上記６００〜５００℃の温度域に滞留した後、かつ、２次冷却する前に、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする。
また、本発明の上記冷延鋼板の製造方法は、上記６００〜５００℃の温度域に滞留した後、かつ、２次冷却する前に、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする。
また、本発明の上記冷延鋼板の製造方法は、上記２次冷却した後、鋼板表面に電気亜鉛めっきを施すことを特徴とする。
本発明によれば、鋼の成分組成と、冷間圧延後の連続焼鈍における均熱焼鈍条件とその後の冷却条件を適正範囲に制御し、製品板の鋼板組織を適正化することで、高強度で、耐時効性に優れ、しかも、降伏比が高く、引張強さの等方性に優れる冷延鋼板を安定して製造し、提供することが可能になる。したがって、本発明によれば、自動車車体の更なる軽量化と高強度化が可能となるので、地球環境の保護と乗員の安全性の向上に大いに寄与する。
まず、本発明が対象としている冷延鋼板について説明する。
本発明の冷延鋼板は、所定の成分組成を有する熱延鋼板を冷間圧延した後、高温で連続焼鈍を施すことにより、鋼板組織を適正に制御した冷延鋼板であり、上記冷延鋼板には、上記連続焼鈍を施したままの冷延鋼板（ＣＲ）の他、電気亜鉛めっき鋼板（ＧＥ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）等の亜鉛系めっき層を有する冷延鋼板も含まれる。
また、本発明の冷延鋼板は、自動車車体の軽量化と高強度化を図る観点から、引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板であることが好ましい。しかし、引張強さの上昇にともなって成形性が低下するため、引張強さの上限は８００ＭＰａ程度とするのが好ましい。
また、本発明の冷延鋼板は、高強度であることに加えて、５０℃で９０日間保持する促進時効を施した後でも降伏伸びＹＰＥｌの発生がないこと降伏比ＹＲが０．６８以上であること、および、圧延方向に対して垂直方向の引張強さＴＳＣに対する圧延方向に対して４５°方向の引張強さＴＳＤの比（ＴＳＤ／ＴＳＣ）で定義するＴＳ比が０．９５以上であることが必要である。すなわち、本発明の冷延鋼板は、高強度であることに加えて、優れた耐時効性と高い降伏比を有し、しかも、引張強さの異方性が小さいことを特徴としている。なお、より好ましいＹＲは０．６９以上、より好ましいＴＳ比は０．９６以上である。
ここで、本発明における上記引張強さＴＳや降伏比ＹＲは、圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ方向）から採取したＪＩＳ５号引張試験片を、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験して求めた値である。また、降伏伸びＹＰＥｌは、圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ方向）から採取したＪＩＳ５号引張試験片に、５０℃で９０日間保持する促進時効処理を施した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験したときの降伏伸び量である。また、ＴＳ比は、圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ方向）と４５°方向（Ｄ方向）から採取したＪＩＳ５号引張試験片を、それぞれをＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験し、得られたＣ方向の引張強さＴＳＣに対するＤ方向の引張強さＴＳＤの比（ＴＳＤ／ＴＳＣ）である。ここで、（ＴＳＤ／ＴＳＣ）で異方性を評価する理由は、マルテンサイトを含む冷延鋼板では、一般的に、圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ方向）と４５°方向（Ｄ方向）の引張強さの差が最も大きいからである。
次に、本発明の冷延鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の冷延鋼板は、その鋼組織が、面積率で、フェライトが８５％以上、マルテンサイトが３〜１５％、未再結晶フェライトが５％以下で、上記フェライトの平均結晶粒径ｄが２〜８μｍ、上記フェライトの平均結晶粒径ｄ（μｍ）に対する上記マルテンサイトの最近接粒子間隔の平均値Ｌ（μｍ）の比（Ｌ／ｄ）が０．２０〜０．８０の範囲にあることが必要である。
なお、本発明の冷延鋼板の鋼組織における上記各組織の面積率は、圧延方向に垂直な断面（Ｌ断面）の鋼板表面から板厚１／４の位置をＳＥＭで観察し、ＡＳＴＭ Ｅ ５６２−０５に規定されたポイントカウント法により求めたものである。また、フェライトの平均結晶粒径ｄは、上記ＳＥＭ観察像における観察面積と結晶粒数とから算出した円相当径の平均値である。また、マルテンサイトの最近接粒子間隔Ｌは、粒子解析ソフトを用いて、上記ＳＥＭ観察像を５０００μｍ２以上の範囲に亘って解析して求めた最近接マルテンサイト間の平均離間距離である。
フェライト：８５％以上
フェライトは、本発明の冷延鋼板の鋼組織において、主相をなす組織であり、良好な延性を確保するため、面積率で８５％以上存在することが必要である。８５％未満では、マルテンサイト等の比率が増加するため、引張強さが本発明が目的とする強度範囲を超えてしまうおそれがある。よって、フェライトの面積率を８５％以上とする。好ましくは９０％以上である。
マルテンサイト：３〜１５％
マルテンサイトは、硬質な組織であり、製品板の引張強さを高めるとともに、耐時効性の向上にも寄与する重要な組織である。マルテンサイトが面積率で３％未満では、マルテンサイトの最近接粒子間隔Ｌが増大してＬ／ｄが０．８０を超えるため、耐時効性が劣るようになる。一方、マルテンサイトの面積率が１５％を超えると、降伏応力に比べて引張強さが過度に上昇するため、降伏比が低下してしまう。そのため、マルテンサイトは、面積率で３〜１５％の範囲とする。好ましくは５〜１２％の範囲である。
未再結晶フェライト：５％以下
未再結晶フェライトは、引張強さの異方性に悪影響を及ぼす好ましくない組織であり、圧延方向に対して４５°方向の引張強さＴＳＤと９０°方向の引張強さＴＳＣの比（ＴＳＤ／ＴＳＣ）であるＴＳ比を０．９５以上とするためには、未再結晶フェライトが面積率で５％以下であることが必要である。なお、本発明においては、未再結晶フェライトは少ないほどよく、好ましくは３％以下、より好ましくは０％である。
なお、本発明の冷延鋼板は、上記以外の鋼組織として、ベイナイトやパーライト、残留オーステナイトを、合計面積率で５％以下含んでもよい。より好ましくは、合計面積率で３％以下である。上記範囲内であれば、本発明の効果を損うことはない。なお、上記合計面積率には０％も含まれる。
フェライトの平均結晶粒径ｄ：２〜８μｍ
本発明の冷延鋼板において、フェライトの平均結晶粒径は、０．６８以上の降伏比と優れた耐時効性を両立するための重要な要件である。フェライトの平均結晶粒径ｄが２μｍ未満では、Ｌ／ｄが０．８０を超えるため、耐時効性の低下を招く。一方、フェライトの平均結晶粒径が８μｍを超えると、降伏応力ＹＳが低下するため、降伏比ＹＲが０．６８以上を確保できなくなる。よって、フェライトの平均結晶粒径は２〜８μｍの範囲とする。好ましくは３〜７μｍの範囲である。
Ｌ／ｄ：０．２０〜０．８０
フェライトの平均結晶粒径ｄ（μｍ）に対するマルテンサイトの最近接粒子間隔の平均値Ｌ（μｍ）の比（Ｌ／ｄ）は、優れた耐時効性を得るための重要な要件である。この原因は必ずしも明らかではないが、マルテンサイトが生成すると、変態時の体積膨張によってマルテンサイトを囲むフェライトに圧縮応力場が発生することが何らかの影響を及ぼしている可能性が考えられる。しかし、Ｌ／ｄが０．２０未満では、マルテンサイトがベイナイトなどで分断されており、フェライト基地中に均一に分散しなくなり、上記効果が得られなくなるため、耐時効性が低下する。一方、Ｌ／ｄが０．８０を超えると、フェライト粒径に対してマルテンサイト間の距離が大きくなり過ぎ、フェライトに十分な圧縮応力が付与されなくなるため、耐時効性が低下する。このため、Ｌ／ｄは、０．２０〜０．８０の範囲とする必要がある。好ましくは０．３０〜０．６０の範囲である。
次に、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。
本発明の冷延鋼板は、基本成分として、Ｃ：０．０６〜０．１４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％未満、Ｍｎ：１．６〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ｔｉ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、かつ、ＮｂとＴｉを合計で０．０２０〜０．０８０ｍａｓｓ％を含有する成分組成を有する。以下、具体的に説明する。
Ｃ：０．０６〜０．１４ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼板組織中のマルテンサイトの分率を増加させることから、降伏応力と引張強さを高めるのに有効な元素である。また、Ｃは、マルテンサイトの分散形態を介して、耐時効性の向上にも寄与する。Ｃ含有量が０．０６ｍａｓｓ％未満では、マルテンサイトが面積率で３％未満となり、マルテンサイトがフェライト基地中に微細分散しなくなるため、本発明が目的とする優れた耐時効性が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１４ｍａｓｓ％を超えると、マルテンサイトが過度に生成して、降伏応力に比べて引張強さが大きく上昇するため、本発明が目的とする高降伏比が得られなくなる。よって、Ｃは０．０６〜０．１４ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０７〜０．１２ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％未満
Ｓｉは、フェライトを固溶強化するので、降伏応力と引張強さを高めるのに有効な元素である。しかし、Ｓｉは、連続焼鈍の均熱焼鈍時に鋼板表面に濃化して酸化物を形成し、製品板の表面品質を低下させるため、本発明では、Ｓｉの含有量を０．５０ｍａｓｓ％未満に制限する。好ましくは０．３０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．３０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは０．２５ｍａｓｓ％未満である。なお、降伏応力や引張強さは、Ｓｉ添加以外の方法でも高めることができるので、本発明においては、Ｓｉを積極的に添加しなくてもよい。なお、Ｓｉ含有量の下限は、溶製コストの観点から、好ましくは０．００５ｍａｓｓ％である。
Ｍｎ：１．６〜２．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼板組織中のマルテンサイトの分率を増加させることから、降伏応力と引張強さを高めるのに有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が１．６ｍａｓｓ％未満では、上記の効果が小さく、マルテンサイトが面積率で３％未満となるため、優れた耐時効性が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５ｍａｓｓ％を超えると、マルテンサイトが過度に生成するため、降伏比が低下する。よってＭｎの含有量は１．６〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１．８〜２．３ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、フェライトを固溶強化することから、降伏応力と引張強さを高めるのに有効な元素であり、上記効果を得るため、適宜添加することができる。上記Ｐの効果を得るためには、０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、固溶強化の効果は飽和するだけでなく、スポット溶接性の低下を招く。また、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、製品板の表面品質を低下させる。そのため、Ｐの含有量は０．１０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．０２０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．０２０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、精錬工程で鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、ＭｎＳなどの介在物を形成して熱間圧延時の延性を低下し、表面欠陥を引き起こしたり、製品板の表面品質を損ねたりするので、できるだけ低減するのが好ましい。したがって、本発明においては、Ｓは０．０２０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は、溶製コストの観点から、好ましくは０．０００１ｍａｓｓ％である。
Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％
Ａｌは、精錬工程において、脱酸材として、また、固溶ＮをＡｌＮとして固定させるために添加される元素である。上記効果を十分に得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、Ａｌ添加量が０．１０ｍａｓｓ％を超えると、鋳造凝固時に粗大なＡｌＮが析出して、スラブ割れ等の表面欠陥を引き起こすおそれがある。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．０７ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．０１〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｎは、精錬工程で鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素である。Ｎ含有量が０．０１０ｍａｓｓ％を超えると、鋳造凝固時に粗大なＮｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物が析出して、例えば、連続鋳造における鋳片の曲げ戻し時にスラブ表面に割れを引き起こしたり、熱間圧延に先立つスラブ再加熱でも十分に溶解せずに粗大な析出物のまま残留して、製品板の成形性の低下を招いたりするおそれがある。よって、Ｎの含有量は０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は、溶製コストの観点から、好ましくは０．０００５ｍａｓｓ％である。
Ｎｂ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ｔｉ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）およびＮｂとＴｉを合計で０．０２０〜０．０８０ｍａｓｓ％
ＮｂやＴｉは、いずれも連続焼鈍における昇温時や均熱時にＮｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物として析出することで、フェライト平均結晶粒の微細化と降伏比の上昇に寄与する重要な元素である。ＮｂとＴｉの上記効果はほぼ同等である。ＮｂとＴｉが合計で０．０２０ｍａｓｓ％未満では、Ｎｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物の析出量が少なく、連続焼鈍時にフェライトが粗大化し、微細なフェライト平均結晶粒径が得られなくなるため、本発明が目的とする高降伏比が得られなくなる。一方、ＮｂとＴｉの合計が０．０８０ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、製品板に未再結晶フェライトが多量に残存するようになるため、引張強さが上昇し、引張強さの異方性も大きくなる。また、鋳造凝固時に粗大なＮｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物が生成してスラブ割れを引き起こしたり、析出したＮｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物がスラブ再加熱時に十分に溶解せず、製品板の表面欠陥を引き起こしたりするおそれがある。よって、ＮｂおよびＴｉは、Ｎｂ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ｔｉ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、かつ、ＮｂとＴｉの合計：０．０２０〜０．０８０ｍａｓｓ％の範囲とする必要がある。好ましくは、Ｎｂ：０．０６０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ｔｉ：０．０６０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、かつ、ＮｂとＴｉの合計：０．０３０〜０．０６０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは、Ｎｂ：０．０５０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ｔｉ：０．０５０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、ＮｂとＴｉの合計：０．０３０〜０．０５０ｍａｓｓ％の範囲である。
本発明の冷延鋼板は、上記基本成分に加えてさらに、任意の添加成分として、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．３ｍａｓｓ％以下およびＳｂ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、焼入性を向上させマルテンサイトを増加させる効果を有するため添加することができる。上記効果を得るためには、０．０２ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．３ｍａｓｓ％を超えると、焼入性が向上し過ぎて、マルテンサイトが過剰に生成し、降伏比の低下を招くおそれがある。また、連続焼鈍時に、鋼板表面に濃化し、酸化物が過剰に生成して表面性状の劣化を招くおそれがある。したがって、Ｃｒを添加する場合は、上限を０．３ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは０．２ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｏ：０．３ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、焼入性を向上させマルテンサイトを増加させる効果を有するため添加することができる。上記効果を得るためには、０．０２ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．３ｍａｓｓ％を超えると、焼入性が向上し過ぎて、マルテンサイトが過剰に生成し、降伏比の低下を招くおそれがある。また、製品板が冷延鋼板の場合、化成処理性の劣化を招くおそれもある。よって、Ｍｏを添加する場合は、０．３ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．２ｍａｓｓ％以下である。
Ｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｂは、焼入性を向上させマルテンサイトを増加させる効果を有するため添加することができる。上記効果を得るためには、０．０００５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．００５ｍａｓｓ％を超えると、焼入性が向上し過ぎて、マルテンサイトが過剰に生成し、降伏比の低下を招くおそれがある。よって、Ｂを添加する場合は、０．００５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｕ：０．３ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、焼入性を向上させマルテンサイトを増加させる効果を有するため添加することができる。上記効果を得るためには、０．０２ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．３ｍａｓｓ％を超えると、焼入性が向上し過ぎて、マルテンサイトが過剰に生成し、降伏比の低下を招くおそれがある。また、製品板が冷延鋼板の場合、化成処理性の劣化を招くおそれがある。また、製品板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、合金化反応が遅延するため、合金化処理の高温度化を招くおそれもある。したがって、Ｃｕを添加する場合には、０．３ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．２ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｉ：０．３ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、焼入性を向上させマルテンサイトを増加させる効果を有するため添加することができる。上記効果を得るためには、０．０２ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．３ｍａｓｓ％を超えると、焼入性が向上し過ぎて、マルテンサイトが過剰に生成し、降伏比の低下を招くおそれがある。よって、Ｎｉを添加する場合は、０．３ｍａｓｓ％以下とするとするのが好ましい。より好ましくは０．２ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｂ：０．３ｍａｓｓ％以下
Ｓｂは、焼入性を向上させマルテンサイトを増加させる効果を有するため添加することができる。上記効果を得るためには、０．０００５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．３ｍａｓｓ％を超えると、鋼の脆化を招き、製品板の曲げ性が低下するおそれがある。よって、Ｓｂを添加する場合は、０．３ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０２ｍａｓｓ％以下である。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、本発明の冷延鋼板は、上記成分の他に、不可避的不純物として、Ｓｎ，Ｃｏ，Ｗ，Ｃａ，ＮａおよびＭｇなどを、合計で０．０１ｍａｓｓ％以下であれば含有していてもよい。
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、上記成分組成を有する鋼を通常公知の精錬プロセスで溶製し、鋼スラブ（鋼片）とした後、該スラブを熱間圧延して熱延板とし、酸洗して脱スケールし、冷間圧延して所定の板厚の冷延板とした後、所定の鋼組織と機械的特性を付与する連続焼鈍を施すことにより製造する。なお、上記連続焼鈍を施した鋼板は、そのまま冷延鋼板（ＣＲ）の製品板としてもよく、また、上記冷延鋼板に電気亜鉛めっきを施して、電気亜鉛めっき鋼板（ＧＥ）としてもよい。また、上記連続焼鈍工程に溶融亜鉛めっき工程を組み入れて、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）としたり、さらに、上記溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）に合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）としたりしてもよい。また、上記連続焼鈍後あるいは亜鉛系めっき処理後の鋼板に、さらに、調質圧延等を施してもよい。以下、具体的に説明する。
本発明の冷延鋼板の素材となる鋼スラブ（鋼片）は、転炉等で吹錬した溶鋼を真空脱ガス処理装置等で二次精錬して上記の所定の成分組成に調整した後、造塊−分塊圧延法や連続鋳造法等、従来公知の方法を用いて製造すればよく、顕著な成分偏析や組織の不均一が発生しなければ、製造方法に特に制限はない。
続く熱間圧延は、鋳造ままの高温スラブをそのまま圧延（直送圧延）してもよいし、室温まで冷却したスラブを再加熱してから圧延してもよい。なお、スラブを再加熱する場合の加熱温度は、スラブ中に析出したＮｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物を十分に固溶させるため、スラブ表面温度で、１１００℃以上とするのが好ましく、１１５０℃以上とするのがより好ましい。
また、熱間圧延では、上記鋼スラブを粗圧延し、仕上圧延して所定の板厚の熱延板とした後、所定の温度に冷却してコイルに巻き取る。この際、粗圧延は、常法に準じて行えばよく、特に制限はないが、仕上圧延は、圧延終了温度ＦＴをＡｒ３変態点以上として行うのが好ましい。仕上圧延終了温度がＡｒ３変態点未満になると、熱延板の鋼組織中に圧延方向に伸長した粗大なフェライト粒を含む圧延集合組織が形成されるため、製品板の延性低下やＴＳ比の劣化を招くおそれがある。ここで、上記圧延終了温度ＦＴは、鋼板の表面温度を用いる。また、Ａｒ３変態点は、例えば、フォーマスター試験機等の変態点測定装置を用いて、オーステナイト単相温度域から１℃／ｓで連続冷却したときのフェライト変態が開始する温度である。
また、上記熱間圧延後の冷却は、仕上圧延終了温度から６００℃までの温度域における滞留時間が１０秒以内となるよう冷却することが好ましい。この理由は、必ずしも明らかとなっていないが、仕上圧延終了後、フェライト生成に続いてＮｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物の核（エムブリオ）が生成するが、上記滞留時間が１０秒を超えると、生成した核の一部のみが成長して粗大化するため、コイル巻取後の比較的低温域で成長したＮｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物と、コイル巻取後に核生成し、成長したＮｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物の微細な析出物とが混在することで、板幅方向の引張強さのバラツキが増大する可能性があるからである。なお、上記温度域の滞留時間の下限は、コイルに巻き取る前に、Ｎｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物を板幅方向に均一に核生成させ、コイル巻取後およびその後の連続焼鈍で、Ｎｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物を均一に成長、分散させることによって、板幅方向の引張強さのバラツキを低減する観点から、２秒以上とするのが好ましい。
また、コイル巻取温度ＣＴは、Ｎｂ炭窒化物やＴｉ炭窒化物を均一に析出させ、鋼板幅方向の引張強さのバラツキを低減する観点から、６００〜５００℃の範囲に制御するのが好ましい。巻取温度が５００℃未満では、巻取後の冷却中に、温度が低下し易い板幅端部でＮｂやＴｉの炭窒化物の析出が十分に起こらず、その後の連続焼鈍の加熱時および均熱時に粗大なＮｂやＴｉの炭窒化物が析出するため、板幅端部の引張強さが低下し、板幅方向の引張強さのバラツキが増大する。一方、巻取温度が６００℃を超えると、巻取後の冷却中に、温度が高い板幅中央部で粗大なＮｂやＴｉの炭窒化物が析出するため、やはり、引張強さが低下し、板幅方向の引張強さのバラツキが増大するからである。
上記の熱間圧延した鋼板（熱延板）は、その後、酸洗した後、圧下率が３５〜８０％の冷間圧延して、所定の板厚の冷延板とするのが好ましい。冷延圧下率が３５％未満では、連続焼鈍におけるフェライトの再結晶が不十分となり易く、引張強さの異方性が増大したり、均一伸びが低下し、成形性の低下を招いたりする。一方、圧下率が８０％を超えると、フェライトの圧延集合組織が過度に発達するため、引張強さの異方性が大きくなるからである。より好ましくは、４０〜７５％の範囲である。
上記冷間圧延した鋼板（冷延板）は、その後、圧延した鋼板組織を再結晶させるとともに、製品板に所望の鋼組織と機械的特性とを付与する連続焼鈍を施す。
ここで、上記連続焼鈍は、８４０〜９４０℃の温度域まで加熱し、該温度域に３０〜１２０秒間滞留する均熱焼鈍を施した後、上記均熱温度から６００℃までを平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する１次冷却し、６００〜５００℃の温度域で３０〜３００秒滞留した後、１００℃以下に冷却する２次冷却を行うことが重要である。
ここで、上記均熱温度までの昇温速度は、フェライトの過度な結晶粒成長を抑制する観点から、また、生産性を確保する観点から、２℃／ｓ以上とするのが好ましく、３℃／ｓ以上とするのがより好ましい。また、均熱温度までの昇温速度の上限に特に制限はないが、５０℃／ｓ以下であれば、誘導加熱装置等、巨額の設備投資を必要とせず、ラジアントチューブ方式や直火型加熱方式、またはそれらの組み合わせ等で加熱を行うことができるので、好ましい。
均熱温度：８４０〜９４０℃
連続焼鈍の均熱焼鈍温度は、圧延組織を十分に再結晶させるために重要な要件である。また、該温度域で均熱焼鈍することで、オーステナイトが生成し、その後の６００〜５００℃の温度域での滞留時に、オーステナイトのフェライト変態が適度に進行するため、製品板において所定のマルテンサイト分率とマルテンサイトの最近接粒子間隔が得られる。均熱温度が８４０℃未満では、圧延組織が十分に再結晶せず、未再結晶フェライトが残存するようになるため、引張強さの異方性が増大する。また、均熱焼鈍時のオーステナイトが未再結晶フェライト基地中に分散するため、オーステナイトの分布が不均一となり、マルテンサイトの最近接粒子間隔が所定の範囲を超える。一方、均熱温度が９４０℃を超えると、再結晶したフェライトの平均結晶粒径が粗大化して、所望の降伏比が得られなくなる。好ましくは８５０〜９００℃の範囲である。
均熱時間：３０〜１２０秒
連続焼鈍の均熱焼鈍時間は、均熱温度と同様、圧延組織を十分に再結晶させるとともに、所定のマルテンサイト分率を得るために必要なオーステナイトを生成させるために重要な要件であり、３０〜１２０秒の範囲とする必要がある。均熱時間が３０秒未満では、未再結晶フェライトが多く残存し、引張強さの異方性が大きくなる。一方、均熱時間が１２０秒を超えると、再結晶したフェライトの平均粒径が粗大化し、製品板のフェライト平均粒径が８μｍを超えてしまう。好ましい均熱焼鈍時間は４０〜１００秒の範囲である。
なお、均熱焼鈍時の雰囲気は、鋼板表面の外観品質を確保する観点から、窒素と水素の混合雰囲気等の還元性雰囲気で行うことが好ましい。特に、均熱時の露点は、鋼板表面へのＭｎ、Ｓｉ等の濃化を防止することによって、テンパーカラーを防止したり、その後のめっき性を確保したりする観点から、低いほど望ましく、具体的には、好ましくは−３５℃以下、より好ましくは−４０℃以下である。
６００℃までの１次冷却における平均冷却速度：５℃／ｓ以上
連続焼鈍における均熱温度から６００℃までの１次冷却は、均熱時に得られたオーステナイト分率を保持したまま、６００℃以下の温度まで冷却することによって、オーステナイトの過度な変態を抑制し、６００〜５００℃の温度域での滞留時にフェライト基地中に微細なオーステナイトを分散させ、その後の２次冷却で、所定のマルテンサイト分率を得るために重要な要件であり、平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることが必要である。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にオーステナイトがフェライト変態し、続いてパーライト変態して、１次冷却中や後述する２次冷却までにオーステナイトの分解が過度に進行するため、製品板で、面積率で３％以上のマルテンサイトが得られなくなる。好ましい平均冷却速度は１０℃／ｓ以上である。なお、平均冷却速度の上限は、１００℃／ｓとするのが好ましい。
なお、平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、１００℃／ｓ程度であれば、巨額の設備投資が必要とならないので好ましい。また、冷却方法も、例えば、ガスジェット冷却やロール冷却、ミスト冷却、気水冷却、あるいは、これらの組み合わせ等を採用することができ、特に限定されない。
６００〜５００℃の温度域での滞留時間：３０〜３００秒
本発明においては、後述する２次冷却で、製品板の鋼板組織を所望のマルテンサイト分率とマルテンサイトの最近接粒子間隔とするために、上記１次冷却後、６００〜５００℃の温度域で３０〜３００秒間滞留させることが重要である。上記滞留させる温度域を６００〜５００℃とする理由は、滞留温度が６００℃を超えると、オーステナイトがフェライト変態するにあたり、フェライトの核生成が疎らに生じるため、マルテンサイトの最近接粒子間隔が所定の範囲を超えるためであり、一方、５００℃未満では、オーステナイトがベイナイト変態するため、オーステナイトがベイナイトに分断された分散状態となり、２次冷却後に得られるマルテンサイトの最近接粒子間隔が所定の範囲を下回るためである。
また、上記温度域での滞留時間を３０〜３００秒間とする理由は、上記時間とすることで、オーステナイトからのフェライト核の生成が均一微細に生じ、オーステナイトが等方的に収縮してフェライト基地中に均一に分散するようになる。したがって、この状態で、２次冷却して、オーステナイトをマルテンサイト変態させることで、本発明が所望するマルテンサイト分率とマルテンサイトの最近接粒子間隔を得ることができるからである。しかし、上記温度域の滞留時間が３０秒未満では、オーステナイトのフェライトへの変態が十分に進行せず、その後の２次冷却で、面積率で１５％を超えるマルテンライトが生成するため、所望の高降伏比が得られない。一方、上記温度域の滞留時間が３００秒を超えると、オーステナイトの分解が過度に進行するため、その後の２次冷却で、所望のマルテンライト分率を確保できなくなり、耐時効性が低下するからである。好ましくは４５〜１８０秒の範囲である。なお、上記温度域での滞留時間とは、冷却中に鋼板が６００〜５００℃間に滞留している合計時間であり、冷却中、温度保持中を問わない。
２次冷却
上記６００〜５００℃の温度域で３０〜３００秒間滞留した鋼板は、その後、上記滞留によってフェライト基地中に均一微細に分散させたオーステナイトをマルテンサイト変態させ、所定の分率のマルテンサイトが所定の最近接粒子間隔を有してフェライト基地中に均一微細に分散した鋼板組織とするため、上記滞留温度域から２次冷却を行う必要がある。上記２次冷却の終点温度は、生成したマルテンサイトに焼き戻しが起こらない１００℃以下の温度とするのが好ましい。
上記２次冷却における平均冷却速度は、２次冷却までの間に、オーステナイト中にはＣやＭｎが濃化しており、オーステナイトの熱的安定性は非常に高いので、特に規定しないが、５〜１００℃／ｓの範囲とするのが好ましい。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、オーステナイトがベイナイト変態して所定のマルテンサイト分率を得られない場合がある。一方、平均冷却速度を１００℃／ｓ超えとするには、大幅な設備投資が必要となり、好ましくないからである。
なお、上記２次冷却の冷却手段は、ガスジェット冷却やロール冷却、ミスト冷却、気水冷却、水冷、または、これらの組み合わせ等を用いることができ、特に限定されない。
ただし、上記２次冷却を行うタイミングは、目的とする製品板が、冷延鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板のいずれであるかによって異なる。
＜冷延鋼板、電気亜鉛めっき鋼板の場合＞
製品板が冷延鋼板ＣＲである場合には、上記６００〜５００℃の温度域で３０〜３００秒間滞留した後、直ちに２次冷却する。また、製品板が電気亜鉛めっき鋼板ＧＥの場合には、上記６００〜５００℃の温度域で３０〜３００秒間滞留し、直ちに２次冷却した後、電気亜鉛めっきする。
＜溶融亜鉛めっき鋼板の場合＞
製品板が溶融亜鉛めっき鋼板ＧＩの場合には、上記６００〜５００℃の温度域で３０〜３００秒間滞留した後、４６０〜５００℃の温度に保持された溶融亜鉛めっき浴に導入して溶融亜鉛めっきを施した後、２次冷却する。
＜合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合＞
製品板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、上記６００〜５００℃の温度域で３０〜３００秒間滞留した後、４６０〜５００℃の温度に保持された溶融亜鉛めっき浴に導入して溶融亜鉛めっきし、合金化処理を施した後、２次冷却する。上記合金化処理は、４５０〜５６０℃の温度に５〜３０秒間保持するのが一般的である。保持温度が４５０℃未満および／または保持時間が５秒未満では、合金化が十分に進まず、めっき密着性や耐食性が低下する。一方、保持温度が５６０℃超えおよび／または保持時間が３０秒超えでは、合金化が過度に進行して、鋼板をプレス成形する際、パウダリングなどの問題が発生するおそれがある。なお、合金化処理の保持時間は、前述した６００〜５００℃の温度域での滞留時間には含めないが、合金化処理温度が５００℃以上の場合には、上記滞留時間との合計が３００秒以下にとなるように制御するのが好ましい。
上記のようにして得た冷延鋼板や亜鉛系めっき鋼板は、さらに、製品板の形状矯正等を目的として、伸び率が０．１〜３．０％の調質圧延を施してもよい。伸び率が０．１％未満では、形状矯正を十分にできないおそれがある。一方、３．０％を超えると、却って製品形状が悪化することがある。このため、伸び率は０．１〜３．０％の範囲とするのが好ましい。また、上記の鋼板に対して、さらに化成処理や有機系皮膜処理等の表面処理、塗装処理を施してもよい。
表１に示した種々の成分組成を有する符号Ａ〜Ｐの鋼スラブを、１２５０℃の温度に１時間加熱した後、仕上圧延終了温度をＡｒ３点以上の９００℃とする熱間圧延して板厚３．２ｍｍの熱延板とし、５４０℃まで冷却してコイルに巻き取った。次いで、上記熱延板を酸洗し、冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延板とした後、表２に示す種々の条件で連続焼鈍を施して冷延鋼板ＣＲとするか、連続焼鈍した後、溶融亜鉛めっきして溶融亜めっき鋼板ＧＩとするか、連続焼鈍し、溶融亜鉛めっきした後、合金化処理して合金化溶融亜めっき鋼板ＧＡとした。
なお、上記連続焼鈍では、２０℃から均熱温度までを平均昇温速度４℃／ｓで加熱した。また、上記溶融亜鉛めっきの浴温は４７０℃で、その後の合金化処理は、５００℃で１５秒間保持する条件とした。
上記のようにして得た冷延鋼板、溶融亜めっき鋼板および合金化溶融亜めっき鋼板のそれぞれに対して、伸び率０．５％の調質圧延を施して、Ｎｏ．１〜２９の製品板とした。
Figure 0006380781
上記のようにして得たＮｏ．１〜２９の製品板の板幅中央から試験片を採取し、以下の方法で鋼板組織および機械的特性を評価した。
＜鋼板組織＞
・フェライト、マルテンサイト、未再結晶フェライトおよびその他組織の面積率：
上記板幅中央から採取した試験片について、圧延方向に垂直な断面（Ｌ断面）の鋼板表面から板厚１／４の位置を、５０００μｍ２の範囲に亘ってＳＥＭで観察し、ＡＳＴＭ Ｅ ５６２−０５に規定されたポイントカウント法で各組織の面積率を求めた。
・フェライト平均結晶粒径ｄ：
上記５０００μｍ２の範囲に亘るＳＥＭ観察像における観察面積と結晶粒数から、円相当径のフェライト粒径を求めた。
・マルテンサイトの最近接粒子間隔Ｌ：
上記５０００μｍ２の範囲に亘るＳＥＭ観察像を、粒子解析ソフトを用いて解析することにより求めた。
＜機械的特性＞
・引張強さＴＳおよび降伏比ＹＲ：
上記板幅中央から採取した試験片から、圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏応力ＹＳ，引張強さＴＳを測定し、降伏比ＹＲを求めた。
・耐時効性：
上記板幅中央から採取した試験片から、圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を作製し、５０℃で９０日間保持する促進時効処理を施した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏伸びＹＰＥｌを測定した。
・ＴＳ比：
上記板幅中央から採取した試験片から、圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ方向）と４５°方向（Ｄ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験し、得られたＣ方向の引張強さＴＳＣに対するＤ方向の引張強さＴＳＤの比（ＴＳＤ／ＴＳＣ）を求めた。
Figure 0006380781
上記測定の結果を、表２中に併記した。この表から、以下のことがわかる。
Ｎｏ．１〜１０および１７〜２１の鋼板は、鋼の成分組成および製造条件（連続焼鈍条件）がともに本発明の要件を満たしているため、引張強さ、降伏比および耐時効性のいずれも、本発明が目的とする特性を有している。
これに対して、Ｎｏ．１１〜１５の鋼板は、鋼の成分組成が本発明の範囲外であるため、所望の鋼組織が得られず、本発明が目的とする高強度が得られていない。
また、Ｎｏ．１６の鋼板は、機械的特性は本発明を満たしているが、Ｓｉ含有量が０．６０ｍａｓｓ％で本発明範囲より高いため、表面品質が劣っていた。
また、Ｎｏ．２２〜２５の鋼板は、連続焼鈍における均熱焼鈍条件が、本発明の範囲外であるため、鋼板組織が本発明外となり、目的とする高強度が得られていない。
また、Ｎｏ．２６の鋼板は、連続焼鈍における１次冷却速度が本発明の範囲より遅いため、所望のマルテンサイト分率が得られず、耐時効性が劣っている。
また、Ｎｏ．２７の鋼板は、連続焼鈍における１次冷却で６００〜５００℃の温度域まで冷却した後、該温度域に滞留する時間が本発明の範囲より短かったため、オーステナイトのフェライトへの変態が不十分となり、マルテンサイトの分率が本発明範囲より多くなり過ぎたため、降伏比が低下し、本発明の目的とする範囲が得られていない。
また、Ｎｏ．２８の鋼板は、均熱焼鈍後の１次冷却で６００℃まで１５℃／ｓで冷却し、引き続き５００℃未満に冷却し、５００℃未満の温度域に６０秒間滞留し、その後、合金化溶融亜鉛めっき処理したため、６００〜５００℃の温度域の滞留時間が１０秒となった例であり、１次冷却後の６００〜５００℃の温度域の滞留時間が短いため、オーステナイトのフェライトへの変態が不十分で、かつ、ベイナイトへの変態が進行し過ぎて、オーステナイトがベイナイトによって不均一に分断されてしまい、所定のマルテンサイトの最近接粒子間隔が得られなかったため、優れた耐時効性が得られていない。
また、Ｎｏ．２９の鋼板は、連続焼鈍における６００〜５００℃の温度域での滞留時間が本発明の範囲より長かったため、オーステナイトのフェライトへの変態が進行し過ぎて、マルテンサイトの分率が本発明の範囲より少なくなってしまい、優れた耐時効性が得られていない。
本発明の冷延鋼板は、自動車車体の骨格用部材や耐衝突用部材等高強度部材の素材として好適であるのみならず、高強度、高降伏比でかつ優れた耐時効性と引張特性の等方性が求められる用途の素材として好適に用いることができる。

Claims (10)

  1. Ｃ：０．０６〜０．１４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％未満、Ｍｎ：１．６〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、Ｔｉ：０．０８０ｍａｓｓ％以下（０ｍａｓｓ％を含む）、かつ、ＮｂとＴｉを合計で０．０２０〜０．０８０ｍａｓｓ％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    面積率でフェライトが８５％以上、マルテンサイトが３〜１５％、未再結晶フェライトが５％以下で、前記フェライトの平均結晶粒径ｄが２〜８μｍ、前記フェライトの平均結晶粒径ｄに対する前記マルテンサイトの最近接粒子間隔の平均値Ｌ（μｍ）の比（Ｌ／ｄ）が０．２０〜０．８０である鋼組織を有し、かつ、
    圧延方向に垂直方向の降伏比ＹＲが０．６８以上で、圧延方向に垂直方向の引張強さＴＳＣに対する圧延方向に４５度方向の引張強さＴＳＤの比（ＴＳＤ／ＴＳＣ）が０．９５以上である機械的特性を有する冷延鋼板。
  2. 前記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．３ｍａｓｓ％以下およびＳｂ：０．３ｍａｓｓ％以下から選ばれる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に記載の冷延鋼板。
  3. 前記鋼板の表面に亜鉛系めっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  4. 前記亜鉛系めっき層は、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項３に記載の冷延鋼板。
  5. 前記亜鉛系めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項３に記載の冷延鋼板。
  6. 前記亜鉛系めっき層は、電気亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項３に記載の冷延鋼板。
  7. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延した鋼板に、８４０〜９４０℃の温度に３０〜１２０秒間滞留する均熱焼鈍した後、該均熱温度から６００℃まで５℃／ｓ以上で冷却し、６００〜５００℃の温度域に３０〜３００秒間滞留し、その後、２次冷却する連続焼鈍を施すことにより、
    面積率でフェライトが８５％以上、マルテンサイトが３〜１５％、未再結晶フェライトが５％以下で、前記フェライトの平均結晶粒径ｄが２〜８μｍ、前記フェライトの平均結晶粒径ｄに対する前記マルテンサイトの最近接粒子間隔の平均値Ｌ（μｍ）の比（Ｌ／ｄ）が０．２０〜０．８０である鋼組織と、
    圧延方向に垂直方向の降伏比ＹＲが０．６８以上で、圧延方向に垂直方向の引張強さＴＳＣに対する圧延方向に４５度方向の引張強さＴＳＤの比（ＴＳＤ／ＴＳＣ）が０．９５以上である機械的特性を付与する冷延鋼板の製造方法。
  8. 前記６００〜５００℃の温度域に滞留した後、かつ、２次冷却する前に、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
  9. 前記６００〜５００℃の温度域に滞留した後、かつ、２次冷却する前に、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
  10. 前記２次冷却した後、鋼板表面に電気亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項７に記載の冷延鋼板の製造方法。
JP2018523827A 2017-02-13 2018-02-05 冷延鋼板とその製造方法 Active JP6380781B1 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017024154 2017-02-13
JP2017024154 2017-02-13
PCT/JP2018/003761 WO2018147211A1 (ja) 2017-02-13 2018-02-05 冷延鋼板とその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP6380781B1 true JP6380781B1 (ja) 2018-08-29
JPWO2018147211A1 JPWO2018147211A1 (ja) 2019-02-14

Family

ID=63108227

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2018523827A Active JP6380781B1 (ja) 2017-02-13 2018-02-05 冷延鋼板とその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11453927B2 (ja)
EP (1) EP3581671B1 (ja)
JP (1) JP6380781B1 (ja)
KR (1) KR102240781B1 (ja)
CN (1) CN110268084B (ja)
MX (1) MX2019009600A (ja)
WO (1) WO2018147211A1 (ja)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111926247A (zh) * 2020-07-13 2020-11-13 首钢集团有限公司 一种800MPa级冷轧热镀锌复相钢及其制备方法
WO2024053729A1 (ja) * 2022-09-09 2024-03-14 日本製鉄株式会社 鋼板

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007211334A (ja) * 2006-02-13 2007-08-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP2008174776A (ja) * 2007-01-17 2008-07-31 Nippon Steel Corp 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
JP2011225915A (ja) * 2010-04-16 2011-11-10 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃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
JP2012001773A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼材および衝撃吸収部材
JP2014025133A (ja) * 2012-07-30 2014-02-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal 冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2004001084A (ja) 2002-03-28 2004-01-08 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd ツインスポットレーザ溶接方法及び装置
EP1516937B1 (en) 2002-06-25 2008-03-05 JFE Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and process for producing the same
JP5157146B2 (ja) * 2006-01-11 2013-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
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
JP5239562B2 (ja) * 2008-07-03 2013-07-17 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP5375001B2 (ja) * 2008-09-29 2013-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4623233B2 (ja) 2009-02-02 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4924730B2 (ja) 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特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
JP5740847B2 (ja) 2009-06-26 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5114760B2 (ja) * 2010-03-31 2013-01-09 新日鐵住金株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP5834717B2 (ja) * 2011-09-29 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
MX2016007954A (es) 2013-12-18 2016-09-09 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
KR101561007B1 (ko) 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007211334A (ja) * 2006-02-13 2007-08-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP2008174776A (ja) * 2007-01-17 2008-07-31 Nippon Steel Corp 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
JP2011225915A (ja) * 2010-04-16 2011-11-10 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃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
JP2012001773A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼材および衝撃吸収部材
JP2014025133A (ja) * 2012-07-30 2014-02-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal 冷延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR102240781B1 (ko) 2021-04-14
JPWO2018147211A1 (ja) 2019-02-14
US11453927B2 (en) 2022-09-27
EP3581671B1 (en) 2021-03-24
EP3581671A1 (en) 2019-12-18
EP3581671A4 (en) 2020-01-01
MX2019009600A (es) 2019-10-14
KR20190107693A (ko) 2019-09-20
WO2018147211A1 (ja) 2018-08-16
CN110268084A (zh) 2019-09-20
US20200017933A1 (en) 2020-01-16
CN110268084B (zh) 2021-05-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101660143B1 (ko) 핫 스탬프 성형체 및 핫 스탬프 성형체의 제조 방법
KR101660607B1 (ko) 냉연 강판 및 냉연 강판의 제조 방법
US10544474B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing the same
US10435762B2 (en) High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
JP4772927B2 (ja) 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP5780171B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度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
JP4926814B2 (ja) 降伏点伸びを制御した高強度鋼板とその製造方法
KR102084867B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
CN107429355B (zh) 高强度钢板及其制造方法
US11230744B2 (en) Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
US11453926B2 (en) Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
US20190071746A1 (en) Steel sheet hot-dip plated with zinc based layer with superior bake hardenability and aging resistance, and manufacturing method thereof
JP2019044269A (ja) 高強度冷延薄鋼板
US10494693B2 (en) High-strength steel sheet and method for producing the same
CN111479943B (zh) 烘烤硬化性和耐蚀性优异的钢板及其制造方法
JP6380781B1 (ja) 冷延鋼板とその製造方法
JP6690804B1 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2012082499A (ja) 溶融めっき鋼板およびその製造方法
JP2018003115A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7151936B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP7188659B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7017635B2 (ja) 焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板及びその製造方法
WO2022079987A1 (ja) 高強度冷延鋼板，高強度めっき鋼板，高強度冷延鋼板の製造方法，高強度めっき鋼板の製造方法，及び自動車部品
JP2017008367A (ja) 溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20180509

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20180509

A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20180606

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: 20180704

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20180717

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6380781

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