JP6791371B2 - 高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP6791371B2
JP6791371B2 JP2019512698A JP2019512698A JP6791371B2 JP 6791371 B2 JP6791371 B2 JP 6791371B2 JP 2019512698 A JP2019512698 A JP 2019512698A JP 2019512698 A JP2019512698 A JP 2019512698A JP 6791371 B2 JP6791371 B2 JP 6791371B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
cold
rolled steel
annealing
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
JP2019512698A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2019131189A1 (ja
Inventor
田中　孝明
孝明 田中
勇樹 田路
勇樹 田路
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
Publication of JPWO2019131189A1 publication Critical patent/JPWO2019131189A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6791371B2 publication Critical patent/JP6791371B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/44—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/60—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
    • C23C2/34—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
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Electroplating Methods And Accessories (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Description

本発明は、高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。より詳細には、本発明は、自動車をはじめとする輸送機械類の部品に適した、引張強さ（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ、延性及び伸びフランジ性に優れ、さらに、穴広げ試験の不良率が低い高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
従来、車体部品等に高強度冷延鋼板が適用されている（例えば、特許文献１、２参照）。近年、地球環境の保全という観点から自動車の燃費向上が要望されており、引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板を適用することが促進されている。さらに、最近では、自動車の衝突安全性の向上に対する要求が高まり、衝突時の乗員の安全性確保という観点から、車体の骨格部分等の構造部材用として、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である極めて高い強度を有する高強度冷延鋼板の適用も検討されている。
国際公開第２０１６／１３２６８０号 国際公開第２０１６／０２１１９３号
鋼板は高強度化するにつれ延性が低下する。延性の低い鋼板は、プレス成型時に割れを生じるため、高強度鋼板を自動車部品として加工するためには、高強度としながらも高い延性を兼備する必要がある。ところで、穴広げ率の平均値（平均穴広げ率）が優れる鋼板であっても、試験数を増やしていくと、まれに平均値よりも大幅に低い値が測定されることがある。このように平均値よりも大幅に低い値が測定される確率を穴広げ試験の不良率とする。穴広げ試験の不良率が高い鋼板は、実プレス時にも不良となる確率が高くなる。量産で大量に部品成型を行なう中でこのような不良は無視しがたい。プレス成型の不良率を低減するため、穴広げ試験の不良率が低い鋼板が求められている。
このため、引張強さ９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ、優れた延性を備え、さらに、穴広げ試験の不良率を低減した鋼板が求められている。しかしながら、従来の冷延鋼板は、上記特性のいずれかが不十分である場合があった。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、その目的は、９８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、且つ、延性に優れ、さらに、穴広げ試験の不良率が低い高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することにある。
本発明の発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討を行なった。その結果、本発明の発明者らは、鋼板中に含まれるアスペクト比の大きい塊状の残留オーステナイトが、穴広げ試験に先立つ打抜き時に打抜き端面に多数露出した場合に、端面クラックを誘発し、穴広げ率が大幅に低下することを知見した。さらに、本発明の発明者らは、アスペクト比の小さい針状の残留オーステナイトが方位差４０°以上のフェライト粒界に存在する場合に、上記端面クラックの発生を抑制する効果があることを知見した。
また、本発明の発明者らは、アスペクト比の小さい針状の残留オーステナイト分率が高く、且つ、アスペクト比の小さい針状の残留オーステナイトの多くが方位差４０°以上のフェライト粒界に存在し、且つ、ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値が１°以下である組織を有する鋼板は、優れた伸びフランジ性を有すると共に、穴広げ試験における不良率が顕著に小さいことを知見した。
さらに、本発明の発明者らは、冷延鋼板に対して、特定の条件で３回の焼鈍を施すことにより、上述した条件を満たす組織を有する鋼板を製造できることを見出した。
本発明の発明者らは、上記の知見に基づきさらに検討を加えた末、本発明を完成させた。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、且つ、延性及び伸びフランジ性に優れ、さらに、穴広げ試験の不良率が低い高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供できる。
本発明に係る高強度冷延鋼板は、自動車をはじめとする輸送機械類の部品、建築用鋼材等の構造用鋼材に適している。本発明によれば、高強度冷延鋼板のより一層の用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。
図１は、アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトのうち、方位差４０°以上のフェライト粒界に存在するものの割合と、ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値とが、穴広げ試験の不良率に及ぼす影響を示すグラフである。
〈組成〉
以下では、まず、本発明に係る高強度冷延鋼板が有する組成（成分組成）について説明する。成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．１５％超０．４５％以下
Ｃは、オーステナイトを安定化させ、所望の面積率の残留オーステナイトを確保し、延性の向上に有効に寄与する元素である。また、Ｃは、焼戻マルテンサイトの硬度を上昇させ、強度の増加に寄与する。このような効果を十分に得るためには、Ｃは０．１５％超の含有を必要とする。そのため、Ｃ含有量は０．１５％超、好ましくは０．１８％以上、より好ましくは０．２０％以上とする。一方、０．４５％を超える多量の含有は、焼戻マルテンサイトの生成量を過剰とし延性及び伸びフランジ性を低下させる。このため、Ｃ含有量は、０．４５％以下、好ましくは０．４２％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
Ｓｉ：０．５％以上２．５％以下
Ｓｉは、炭化物（セメンタイト）の生成を抑制し、オーステナイトへのＣの濃化を促進することによってオーステナイトを安定化させ、鋼板の延性向上に寄与する。フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性向上に寄与する。このような効果を十分に得るためには、Ｓｉは０．５％以上の含有を必要とする。そのため、Ｓｉ含有量は０．５％以上、好ましくは０．８％以上、より好ましくは１．０％以上とする。一方、Ｓｉの含有量が２．５％を超えると、炭化物（セメンタイト）の生成を抑制し、残留オーステナイトの安定化に寄与する効果は飽和するだけでなく、フェライト中に固溶するＳｉ量が過剰となるため、かえって延性が低下する。このため、Ｓｉの含有量は、２．５％以下、好ましくは２．３％以下、より好ましくは２．１％以下とする。
Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを安定化させることによって延性の向上に寄与する。このような効果を十分に得るために、Ｍｎは１．５％以上の含有を必要とする。そのため、Ｍｎ含有量は１．５％以上、好ましくは１．８％以上とする。一方、Ｍｎの含有量が３．０％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成して延性及び伸びフランジ性を劣化させる。このため、Ｍｎの含有量は、３．０％以下、好ましくは２．７％以下とする。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、粒界に偏析して伸びを低下させ、加工時に割れを誘発し、さらには耐衝撃性を劣化させる有害な元素である。従って、Ｐの含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０％以上であってよい。しかし、過度の脱燐は、精錬時間の増加及びコストの上昇等を招くため、Ｐの含有量は、０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中にＭｎＳとして存在して打抜き加工時にボイドの発生を助長し、さらには、加工中にもボイドの発生の起点となるために伸びフランジ性を低下させる。そのため、Ｓの含有量は、極力低減することが好ましく、０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、Ｓ含有量は０％以上であってよい。しかし、過度の脱硫は、精錬時間の増加及びコストの上昇等を招くため、Ｓの含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１％以上０．１％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を０．０１％以上含有させる必要がある。そのため、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると、鋼板中にＡｌがＡｌ酸化物として残存し、Ａｌ酸化物が凝集して粗大化し易くなり、伸びフランジ性を劣化させる原因となる。従って、Ａｌの含有量は０．１％以下とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、鋼中にＡｌＮとして存在して打抜き加工時に粗大なボイドの発生を助長し、さらには、加工中にも粗大なボイドの発生の起点となるために伸びフランジ性を低下させる。このため、Ｎの含有量は、極力低減することが好ましく、０．０１％以下、好ましくは０．００６％以下とする。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、Ｎ含有量は０％以上であってよい。しかし、過度の脱窒は、精錬時間の増加及びコストの上昇を招くため、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
本発明の一実施形態における高強度冷延鋼板は、上記各元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することができる。
本発明の他の実施形態においては、上記組成は、さらに任意に、以下の元素から選択される少なくとも１つを含むことができる。
Ｔｉ：０．００５％以上０．０３５％以下
Ｔｉは、炭窒化物を形成し、析出強化作用によって鋼の強度を上昇させる。Ｔｉを添加する場合、上記作用を有効に発揮させるために、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｔｉの含有量が過剰であると、析出物が過度に生成し、延性が低下する場合がある。このため、Ｔｉの含有量は、０．０３５％以下、好ましくは０．０２０％以下とする。
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３５％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、析出強化作用によって鋼の強度を上昇させる。Ｎｂを添加する場合、上記作用を有効に発揮させるために、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｎｂの含有量が過剰であると、析出物が過度に生成し、延性が低下する場合がある。このため、Ｎｂの含有量は、０．０３５％以下、好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｖ：０．００５％以上０．０３５％以下
Ｖは、炭窒化物を形成し、析出強化作用によって鋼の強度を上昇させる。Ｖを添加する場合、上記作用を有効に発揮させるために、Ｖの含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｖの含有量が過剰であると、析出物が過度に生成し、延性が低下する場合がある。このため、Ｖの含有量は、０．０３５％以下、好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｍｏ：０．００５％以上０．０３５％以下
Ｍｏは、炭窒化物を形成し、析出強化作用によって鋼の強度を上昇させる。Ｍｏを添加する場合、上記作用を有効に発揮させるために、Ｍｏの含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｍｏの含有量が過剰であると、析出物が過度に生成し、延性が低下する場合がある。このため、Ｍｏの含有量は、０．０３５％以下、好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｂ：０．０００３％以上０．０１％以下
Ｂは、焼入れ性を高め、焼戻マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。上記作用を有効に発揮させるために、Ｂを添加する場合、Ｂの含有量を０．０００３％以上とする。一方、Ｂの含有量が過剰であると、焼戻マルテンサイトが過剰に生成し、延性が低下する場合がある。このため、Ｂの含有量は、０．０１％以下とする。
Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高め、焼戻マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。上記作用を有効に発揮させるために、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒの含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｃｒの含有量が過剰であると、焼戻マルテンサイトが過剰に生成し、延性が低下する場合がある。このため、Ｃｒの含有量は、１．０％以下とする。
Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高め、焼戻マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。上記作用を有効に発揮させるために、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉの含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｎｉの含有量が過剰であると、焼戻マルテンサイトが過剰に生成し、延性が低下する場合がある。このため、Ｎｉの含有量は１．０％以下とする。
Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高め、焼戻マルテンサイトの生成を促進する作用を有するため、鋼の強化元素として有用である。上記作用を有効に発揮させるために、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｃｕの含有量が過剰であると、焼戻マルテンサイトが過剰に生成し、延性が低下する場合がある。このため、Ｃｕの含有量は、１．０％以下とする。
Ｓｂ：０．００２％以上０．０５％以下
Ｓｂは、鋼板表面の窒化及び酸化によって生じる鋼板表層（数十μｍ程度の領域）の脱炭を抑制する作用を有する。これにより、鋼板表面においてオーステナイトの生成量が減少するのを防止でき、延性をさらに向上させることができる。上記作用を有効に発揮させるために、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂの含有量を０．００２％以上とする。一方、Ｓｂの含有量が過剰であると、靱性の低下を招く場合がある。このため、Ｓｂの含有量は、０．０５％以下とする。
Ｓｎ：０．００２％以上０．０５％以下
Ｓｎは、鋼板表面の窒化及び酸化によって生じる鋼板表層（数十μｍ程度の領域）の脱炭を抑制する作用を有する。これにより、鋼板表面においてオーステナイトの生成量が減少するのを防止でき、延性をさらに向上させることができる。上記作用を有効に発揮させるために、Ｓｎを添加する場合、Ｓｎの含有量を０．００２％以上とする。一方、Ｓｎの含有量が過剰であると、靱性の低下を招く場合がある。このため、Ｓｎの含有量は、０．０５％以下とする。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５％以下
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、局部延性の低下抑制に有効である。Ｃａを添加する場合、上記効果を得るために、Ｃａの含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。一方、Ｃａの含有量が過剰であると、その効果が飽和する場合がある。このため、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上０．００５％以下の範囲内が好ましい。
Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５％以下
Ｍｇは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、局部延性の低下抑制に有効である。Ｍｇを添加する場合、上記効果を得るために、Ｍｇの含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｍｇの含有量が過剰であると、その効果が飽和する場合がある。このため、Ｍｇの含有量は、０．００５％以下とする。
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、局部延性の低下抑制に有効である。ＲＥＭを添加する場合、上記効果を得るために、ＲＥＭの含有量を０．０００５％以上とする。一方、ＲＥＭの含有量が過剰であると、その効果が飽和する場合がある。このため、ＲＥＭの含有量は、０．００５％以下とする。
言い換えると、本発明の一実施形態における高強度冷延鋼板は、
質量％で、
Ｃ ：０．１５％超０．４５％以下、
Ｓｉ：０．５％以上２．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、及び
Ｎ ：０．０１％以下、及び
任意に、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０３５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３５％以下、
Ｖ ：０．００５％以上０．０３５％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上０．０３５％以下、
Ｂ ：０．０００３％以上０．０１％以下、
Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、
Ｓｂ：０．００２％以上０．０５％以下、
Ｓｎ：０．００２％以上０．０５％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５％以下、及び
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５％以下からなる群から選ばれる少なくとも１つを含み、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することができる。
〈組織〉
次に、本発明に係る高強度冷延鋼板の組織について説明する。
Ｆ＋ＢＦ：２０％以上８０％以下
フェライト（Ｆ）及びベイニティックフェライト（ＢＦ）は、軟質な鋼組織であり鋼板の延性の向上に寄与する。これらの組織には炭素があまり固溶しないため、オーステナイト中にＣを排出することにより、オーステナイトの安定性を上昇させ、延性の向上に寄与する。鋼板に必要な延性を付与するためには、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の総和が２０％以上である必要がある。そのため、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の総和は、２０％以上、好ましくは３０％以上、より好ましくは３４％以上とする。一方で、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の総和が８０％を超えると、９８０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難になる。このため、フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の総和は、８０％以下、好ましくは７７％以下とする。
ＲＡ：１０％超４０％以下
残留オーステナイト（ＲＡ）は、それ自体、延性に富む組織であることに加え、歪誘起変態してさらに延性の向上に寄与する組織である。このような効果を得るためには、残留オーステナイトは、面積率で１０％超とする必要がある。そのため、残留オーステナイトの面積率は１０％超、好ましくは１２％以上とする。一方、残留オーステナイトが面積率で４０％を超えると、残留オーステナイトの安定性が低下し、歪誘起変態が早期に起こるようになるため、延性が低下する。このため、残留オーステナイトの面積率は、４０％以下、好ましくは３６％以下とする。本明細書においては、後述する方法により残留オーステナイトの体積率を算出し、これを面積率として扱うものとする。
ＴＭ：０％超５０％以下
焼戻マルテンサイト（ＴＭ）は、硬質な組織であり、鋼板の高強度化に寄与する。鋼板を高強度化する目的で、焼戻マルテンサイトの面積率を、０％超（０％は含まず）、好ましくは３％以上、より好ましくは８％以上とする。一方、面積率で５０％を超えて焼戻マルテンサイトを含有すると、所望の延性及び伸びフランジ性を確保できなくなる。このため、焼戻マルテンサイトの面積率は、５０％以下、好ましくは４０％以下、より好ましくは３４％以下、さらに好ましくは３０％以下とする。
Ｒ１：７５％以上
残留オーステナイトは鋼板の延性を向上させるが、その形状により延性向上への寄与が異なる。アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトは、アスペクト比が０．５超である残留オーステナイトと比較して、より加工に対して安定であり、延性向上効果が大きい。加工安定性の低い、アスペクト比が０．５超である残留オーステナイトは、穴広げ試験に先立つ抜き打ちにおいて、早期に硬質なマルテンサイトとなるため、周囲に粗大なボイドを形成しやすい。特に、打ち抜き端面に多数露出した場合に、端面クラックを誘発し、穴広げ試験不良の原因となり、穴広げ試験の不良率を増加させる。一方、アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトは、組織の流れに沿うように変形し、周囲にボイドを形成しにくい。所望の延性を確保すると共に、穴広げ試験における不良率を十分に低減するために、残留オーステナイトのうち、アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトの割合（Ｒ１）を、７５％以上、好ましくは８０％以上とする。Ｒ１の上限は、特に限定されず、１００％であってもよい。なお、Ｒ１＝（アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトの面積／全残留オーステナイトの面積）×１００（％）である。
Ｒ２：５０％以上
アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトが方位差４０°以上のフェライト粒界に存在すると、アスペクト比が０．５超の残留オーステナイトが存在する場合においても、これに起因する打ち抜き端面クラックの発生が抑制され、穴広げ試験における不良率が大幅に小さくなる。この理由は必ずしも明らかではないが、本発明の発明者らは、次のように考えている。すなわち、方位差が大きく応力が集中しやすい方位差４０°以上のフェライト粒界に対し、それを覆うようにアスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトが存在することにより、残留オーステナイトの変形や加工誘起マルテンサイト変態によって集中した応力を緩和できる。その結果、近傍に存在するアスペクト比が０．５超である残留オーステナイトの周囲の応力集中が軽減され、ボイドやクラックの発生が抑制される。そこで、穴広げ試験における不良率を十分に低減するために、アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトのうち、方位差４０°以上のフェライト粒界に存在するものの割合（Ｒ２）を、５０％以上、好ましくは６５％以上とする。Ｒ２の上限は、特に限定されず、１００％であってもよい。なお、Ｒ２＝（アスペクト比が０．５以下であり、方位差４０°以上のフェライト粒界に存在する残留オーステナイトの面積／アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトの面積）×１００（％）である。
ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値：１°以下
ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値が１°以下であると、アスペクト比が０．５超の残留オーステナイトが存在する場合においても、これに起因する打抜き端面クラックの発生が抑制され、穴広げ試験の不良率が小さくなる。この理由は必ずしも明らかではないが、本発明の発明者らは、次のように考えている。すなわち、ＫＡＭ値の低いｂｃｃ相はＧＮ転位密度が低いために変形しやすく、打ち抜き時にアスペクト比が０．５超である残留オーステナイトの周囲の応力集中が軽減され、ボイドやクラックの発生が抑制される。そこで、穴広げ率の不良率を十分に低減するため、ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値を１°以下、好ましくは０．８°以下とする。ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値の下限は特に限定されず、０°であっても良い。
〈引張強さ〉
上述したように、本発明の高強度冷延鋼板は優れた強度を有し、具体的には、９８０ＭＰａ以上の引張強さを備えている。一方、引張強さの上限はとくに限定されないが、引張強さは１３２０ＭＰａ以下であってよく、１３００ＭＰａ以下であってよい。
〈めっき層〉
本発明に係る高強度冷延鋼板は、耐食性等を向上させる観点から、その表面にさらにめっき層を有していてもよい。前記めっき層としては、特に限定されることなく任意のめっき層を用いることができる。前記めっき層は、例えば、亜鉛めっき層または亜鉛合金めっき層とすることが好ましい。前記亜鉛合金めっき層は亜鉛系合金めっき層であることが好ましい。前記めっき層の形成方法はとくに限定されず、任意の方法を用いることができる。例えば、前記めっき層は溶融めっき層、合金化溶融めっき層、および電気めっき層からなる群より選択される少なくとも１つとすることができる。前記亜鉛合金めっき層は、例えば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ、および、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも１つを含み、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛合金めっき層であってもよい。
前記高強度冷延鋼板はめっき層を一方または両方の面に備えることができる。
［高強度冷延鋼板の製造方法］
次に、本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法を説明する。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記組成を有する鋼素材に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、及び焼鈍を順次施すことにより製造することができる。そして、前記焼鈍は３つの工程を含み、各焼鈍工程における条件を制御することによって、上述した組織を有する高強度冷延鋼板を得ることができる。
〈鋼素材〉
出発材料として、上記組成を有する鋼素材を使用する。前記鋼素材は、特に限定されることなく、任意の方法で製造することができる。例えば、転炉又は電気炉等を用いた公知の溶製方法により、前記鋼素材を製造してもよい。前記鋼素材の形状はとくに限定されないが、スラブとすることが好ましい。生産性等の問題から、溶製後に連続鋳造法によって鋼素材としてのスラブ（鋼スラブ）を製造することが好ましい。また、造塊−分塊圧延法又は薄スラブ連鋳法等の公知の鋳造方法により鋼スラブを製造してもよい。
〈熱間圧延工程〉
熱間圧延工程は、上記組成を有する鋼素材に熱間圧延を施すことによって熱延鋼板を得る工程である。熱間圧延工程では、上記組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延する。本発明では、後述する焼鈍によって組織を制御するため、熱間圧延はとくに限定されることなく任意の条件で行うことができ、例えば、常用の熱間圧延条件を適用できる。
例えば、鋼素材を１１００℃以上１３００℃以下の加熱温度に加熱し、加熱された前記鋼素材を熱間圧延することができる。前記熱間圧延における仕上圧延出側温度は、例えば、８５０℃以上９５０℃以下とすることができる。熱間圧延が終了した後は、任意の条件で冷却を行う。前記冷却は、例えば、４５０℃以上９５０℃以下の温度域を、２０℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することが好ましい。前記冷却後、例えば、４００℃以上７００℃以下の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板とする。以上の条件は例示であって、本発明に必須の条件では無い。
〈酸洗工程〉
酸洗工程は、上記熱間圧延工程を経て得られた熱延鋼板に酸洗を施す工程である。酸洗工程は、特に限定されることなく、任意の条件で行うことができる。例えば、塩酸又は硫酸等を使用する常用の酸洗工程を適用できる。
〈冷間圧延工程〉
冷間圧延工程は、酸洗工程を経た熱延鋼板に冷間圧延を施す工程である。より詳細には、前記冷間圧延工程では、酸洗が施された熱延鋼板に圧下率３０％以上の冷間圧延を施す。
《冷間圧延の圧下率：３０％以上》
冷間圧延の圧下率は３０％以上とする。圧下率が３０％未満では、加工量が不足し、オーステナイトの核生成サイトが少なくなる。このため、次の第１焼鈍工程においてオーステナイト組織が粗大で不均一となり、第１焼鈍工程の保持過程における下部ベイナイト変態が抑制されて、マルテンサイトが過剰に生成する。その結果、第１焼鈍工程後の鋼板組織を、下部ベイナイト主体の組織とできない。第１焼鈍工程後にマルテンサイトである部分は、続く第２焼鈍工程において、アスペクト比が０．５超の残留オーステナイトを生成しやすい。一方、圧下率の上限は、冷間圧延機の能力で決定されるが、圧下率が高すぎると圧延荷重が高くなり、生産性が低下する場合がある。このため、圧下率は７０％以下が好ましい。圧延パスの回数及び圧延パス毎の圧下率は、特に限定されない。
〈焼鈍工程〉
焼鈍工程は、冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板に焼鈍を施す工程であり、より詳細には、後述する第１焼鈍工程、第２焼鈍工程、及び第３焼鈍工程を含む工程である。
《第１焼鈍工程》
第１焼鈍工程は、冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板をＡｃ３点以上９５０℃以下の焼鈍温度Ｔ１で加熱し、焼鈍温度Ｔ１から１０℃／秒超の平均冷却速度で２５０℃以上３５０℃未満の冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、冷却停止温度Ｔ２で１０秒以上保持することにより、第１冷延焼鈍板を得る工程である。この工程の目的は、第１焼鈍工程完了時の鋼板組織を、下部ベイナイト主体の組織にすることである。特に第１焼鈍工程後にマルテンサイトである部分は、続く第２焼鈍工程において、アスペクト比が０．５超の残留オーステナイトを生成しやすいため、第１焼鈍工程においてマルテンサイトが過剰に生成した場合は、所望の鋼板組織を得ることが困難となる。製造条件を上記範囲に制御することにより、下部ベイナイトを主体とする組織を有する鋼板が得られ、第２焼鈍工程後の鋼板組織を所望の鋼板組織にすることができる。
（Ａｃ３点）
Ａｃ３点（単位：℃）は、以下に示すＡｎｄｒｅｗｓらの式より求めることができる。
Ａｃ３＝９１０−２０３［Ｃ］１／２＋４５［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｎｉ］＋１１［Ｃｒ］＋３２［Ｍｏ］＋１０４［Ｖ］＋４００［Ｔｉ］＋４６０［Ａｌ］
上記式中の括弧は、鋼板中における括弧内の元素の含有量（単位：質量％）を表す。元素を含有しない場合は０として計算する。
（焼鈍温度Ｔ１：Ａｃ３点以上９５０℃以下）
焼鈍温度Ｔ１がＡｃ３点未満であると、焼鈍中にフェライトが残存してしまい、続く冷却過程において、焼鈍中に残存したフェライトを核にフェライトが成長してしまう。これにより、Ｃがオーステナイト中に分配されるため、後の保持過程において下部ベイナイト変態が抑制されて、マルテンサイトが過剰に生成し、第１焼鈍工程後の鋼板組織を、下部ベイナイト主体の組織とできない。そのため、焼鈍温度Ｔ１をＡｃ３点以上とする。一方、焼鈍温度Ｔ１が９５０℃を超えるとオーステナイト粒が過度に粗大化し、冷却後の保持過程における下部ベイナイトの生成が抑制され、マルテンサイトが過剰に生成するため、第１焼鈍工程後の鋼板組織を下部ベイナイト主体の組織とできない。第１焼鈍工程後にマルテンサイトである部分は、続く第２焼鈍工程において、アスペクト比が０．５超の残留オーステナイトを生成しやすい。このため、焼鈍温度Ｔ１は、９５０℃以下とする。焼鈍温度Ｔ１での保持時間は、特に限定されず、例えば、１０秒以上１０００秒以下である。
（焼鈍温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの平均冷却速度：１０℃／秒超）
焼鈍温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの平均冷却速度が１０℃／秒以下であると、冷却中にフェライトが生成する。これにより、Ｃがオーステナイト中に分配するため、後の保持過程において下部ベイナイト変態が抑制されて、マルテンサイトが過剰に生成し、第１焼鈍工程後の鋼板組織を下部ベイナイトを主体とする組織とできない。第１焼鈍工程後にマルテンサイトである部分は、続く第２焼鈍工程において、アスペクト比が０．５超の残留オーステナイトを生成しやすい。このため、焼鈍温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの平均冷却速度は、１０℃／秒超、好ましくは１５℃／秒以上とする。平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、過度に速い冷却速度を確保するためには、過大な冷却装置が必要となるから、生産技術及び設備投資等の観点から、平均冷却速度は５０℃／秒以下が好ましい。冷却は、任意の方法で行うことができる。冷却方法としては、ガス冷却、炉冷、及びミスト冷却からなる群より選択される少なくとも１つを用いることが好ましく、特にガス冷却を用いることが好ましい。
（冷却停止温度Ｔ２：２５０℃以上３５０℃未満）
冷却停止温度Ｔ２が２５０℃未満では、鋼板組織にマルテンサイトが過剰に生成する。第１焼鈍工程後にマルテンサイトである部分は、続く第２焼鈍工程において、アスペクト比が０．５超の残留オーステナイトを生成しやすい。そのため、冷却停止温度Ｔ２は、２５０℃以上、好ましくは２７０℃以上とする。一方、冷却停止温度Ｔ２が３５０℃以上では、下部ベイナイトの代わりに上部ベイナイトが生成する。上部ベイナイトは下部ベイナイトに比較して組織サイズが顕著に粗大であるために、続く第２焼鈍工程後に方位差４０°以上のフェライト粒の内部にアスペクト比が０．５以下の残留オーステナイトを多数生成し、第２焼鈍工程後の鋼板組織が所望の組織とならない。このため、冷却停止温度Ｔ２は、３５０℃未満、好ましくは３４０℃以下とする。
（冷却停止温度Ｔ２での保持時間：１０秒以上）
冷却停止温度Ｔ２での保持時間が１０秒未満では、下部ベイナイト変態が十分に完了しない。このため、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、続く第２焼鈍工程において所望の組織が得られない。第１焼鈍工程後にマルテンサイトである部分は、続く第２焼鈍工程において、アスペクト比が０．５超の残留オーステナイトを生成しやすい。このため、冷却停止温度Ｔ２での保持時間は、１０秒以上、好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上とする。一方、冷却停止温度Ｔ２での保持時間の上限は、特に限定されないが、過度に長時間保持した場合には、長大な生産設備が必要であると共に、鋼板の生産性が著しく低下するため、１８００秒以下とすることが好ましい。冷却停止温度Ｔ２での保持後、次工程の第２焼鈍工程までは、例えば室温まで冷却してもよいし、冷却を行なわずに第２焼鈍工程を行ってもよい。
《第２焼鈍工程》
第２焼鈍工程は、第１焼鈍工程を経て得られた第１冷延焼鈍板を７００℃以上８５０℃以下の焼鈍温度Ｔ３で加熱（再加熱）し、焼鈍温度Ｔ３から３００℃以上５００℃以下の冷却停止温度Ｔ４まで冷却することにより、第２冷延焼鈍板を得る工程である。
（焼鈍温度Ｔ３：７００℃以上８５０℃以下）
焼鈍温度Ｔ３が７００℃未満であると、焼鈍時に十分な量のオーステナイトが生成しないため、第２焼鈍工程後の鋼板組織に所望量の残留オーステナイトを確保できず、フェライトが過剰となる。そのため、焼鈍温度Ｔ３は、７００℃以上、好ましくは７１０℃以上、より好ましくは７４０℃以上とする。一方、焼鈍温度Ｔ３が８５０℃を超えると、オーステナイトが過度に生成し、第２焼鈍工程前の組織制御の効果が初期化されてしまう。このため、アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトの割合、及びアスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトのうち、方位差４０°以上のフェライト粒界に存在するものの割合を所望の値とすることが困難となる。このため、焼鈍温度Ｔ３は、８５０℃以下、好ましくは８３０℃以下、より好ましくは８００℃以下、さらに好ましくは７９０℃以下とする。焼鈍温度Ｔ３での保持時間は、特に限定されず、例えば、１０秒以上１０００秒以下の範囲内とすることができる。焼鈍温度Ｔ３から冷却停止温度Ｔ４までの平均冷却速度は、特に限定されず、例えば、５℃／秒以上５０℃／秒以下の範囲内とすることができる。
（冷却停止温度Ｔ４：３００℃以上５５０℃以下）
冷却停止温度Ｔ４が３００℃未満であると、オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、残留オーステナイト量が減少すると共に多量の焼戻マルテンサイトが生成し、所望の鋼板組織が得られない。そのため、冷却停止温度Ｔ４は３００℃以上、好ましくは３３０℃以上とする。一方、冷却停止温度Ｔ４が５５０℃を超えると、フェライトやベイニティックフェライトが多量に生成すると共に、オーステナイトからパーライトが生成するため、残留オーステナイト量が減少し、所望の鋼板組織が得られない。そのため、冷却停止温度Ｔ４の上限値は、５５０℃以下、好ましくは５３０℃以下、より好ましくは５００℃以下とする。
（冷却停止温度Ｔ４での保持時間：１０秒以上）
冷却停止温度Ｔ４での保持時間が１０秒未満であると、オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、残留オーステナイト量が減少すると共に多量の焼戻マルテンサイトが生成し、所望の鋼板組織が得られない。そのため、冷却停止温度Ｔ４での保持時間は１０秒以上、好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上とする。一方、冷却停止温度Ｔ４での保持時間の上限は、特に限定されず、例えば、冷却停止温度Ｔ４での保持時間を１８００秒以下とすることができる。
（室温まで冷却）
冷却停止温度Ｔ４での保持後、室温まで冷却する。室温まで冷却することでオーステナイトの一部がマルテンサイトへと変態し、それに伴うひずみによりｂｃｃ相（マルテンサイトそのもの及び隣接するフェライトやベイニティックフェライト等）のＫＡＭ値が上昇する。この上昇したＫＡＭ値は、後述する第３焼鈍工程により低下させることができる。室温まで冷却せずに後述する第３焼鈍工程を行った場合には、第３焼鈍工程完了後にオーステナイトの一部がマルテンサイトへと変態するため、最終組織のｂｃｃ相のＫＡＭ値が上昇し、所望の鋼板組織が得られない。この冷却は、特に限定されず、放冷等の任意の方法で冷却することができる。
《第３焼鈍工程》
第３焼鈍工程は、第２焼鈍工程を経て得られた第２冷延焼鈍板を１００℃以上５５０℃以下の焼鈍温度Ｔ５で加熱（再加熱）することにより、第３冷延焼鈍板を得る工程である。
（焼鈍温度Ｔ５：１００℃以上５５０℃以下）
焼鈍温度Ｔ５が５５０℃を超えると、オーステナイトからパーライトが生成するため、残留オーステナイト量が減少し、所望の鋼板組織が得られない。そのため、焼鈍温度Ｔ５は５５０℃以下、好ましくは５３０℃以下とする。一方、焼鈍温度Ｔ５が１００℃未満であると、焼戻の効果が不十分となり、ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値を１°以下とすることができず、所望の鋼板組織が得られない。そのため、焼鈍温度Ｔ５は１００℃以上とする。
焼鈍温度Ｔ５での保持時間は、特に限定されず、例えば１０秒以上８６４００秒以下とすることができる。後述するめっき工程を行なわない場合、第３焼鈍工程を経て得られる第３冷延焼鈍板が、本発明に係る高強度冷延鋼板となる。
〈めっき工程〉
本発明の一実施形態における高強度冷延鋼板の製造方法は、前記第２冷延焼鈍板又は前記第３冷延焼鈍板に、めっき処理を施すめっき工程をさらに含むことができる。すなわち、第２焼鈍工程の冷却停止温度Ｔ４への冷却以降であれば、第２焼鈍工程の途中、あるいは完了後の任意の位置において、さらにめっき処理を施してその表面にめっき層を形成してもよい。この場合、表面にめっき層が形成された第２冷延焼鈍板に対し、さらに第３焼鈍工程を経て得られる第３冷延焼鈍板が、本発明に係る高強度冷延鋼板となる。また、第３焼鈍工程を経て得られる第３冷延焼鈍板に、さらにめっき処理を施してその表面にめっき層を形成してもよい。この場合、表面にめっき層が形成された第３冷延焼鈍板が、本発明に係る高強度冷延鋼板となる。
前記めっき処理は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、前記めっき工程では、溶融めっき法、合金化溶融めっき法、および電気めっき法からなる群より選択される少なくとも１つを用いることができる。前記めっき工程で形成されるめっき層は、例えば、亜鉛めっき層または亜鉛合金めっき層とすることが好ましい。前記亜鉛合金めっき層は亜鉛系合金めっき層であることが好ましい。前記亜鉛合金めっき層は、例えば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ、および、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも１つの合金元素を含み、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる亜鉛合金めっき層であってもよい。
めっき処理の前には、任意に、脱脂及びリン酸塩処理等の前処理を施してもよい。溶融亜鉛めっき処理としては、例えば、常用の連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、第２冷延焼鈍板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、表面に所定量の溶融亜鉛めっき層を形成する処理であることが好ましい。溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際には、再加熱又は冷却により、第２冷延焼鈍板の温度を、溶融亜鉛めっき浴温度−５０℃の温度以上、溶融亜鉛めっき浴温度＋６０℃の温度以下の範囲内に調整することが好ましい。溶融亜鉛めっき浴の温度は、４４０℃以上５００℃以下の範囲内が好ましい。溶融亜鉛めっき浴には、Ｚｎに加えて、上述した合金元素を含有させてもよい。
めっき層の付着量はとくに限定されず、任意の値とすることができる。例えば、めっき層の付着量は、片面当たり１０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。また、前記付着量は、片面当たり１００ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。
例えば、めっき層を溶融めっき法で形成する場合には、ガスワイピング等の手段によりめっき層の付着量を制御することができる。溶融めっき層の付着量は、片面あたり３０ｇ／ｍ２以上とすることがより好ましい。また、溶融めっき層の付着量は、片面あたり７０ｇ／ｍ２以下とすることがより好ましい。
溶融めっき処理により形成されためっき層（溶融めっき層）は、必要に応じて、合金化処理を施すことにより、合金化溶融めっき層としてもよい。合金化処理の温度は、とくに限定されないが、４６０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。前記めっき層として合金化溶融亜鉛めっき層を用いる場合、めっき層の外観を向上させるという観点からは、Ａｌ：０．１０質量％以上０．２２質量％以下を含有する溶融亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
めっき層を電気めっき法で形成する場合、めっき層の付着量は、例えば、通板速度および電流値の一方または両方を調整することにより付着量を制御することができる。電気めっき層の付着量は、片面あたり２０ｇ／ｍ２以上とすることがより好ましい。また、電気めっき層の付着量は、片面あたり４０ｇ／ｍ２以下とすることがより好ましい。
以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明はこれらに限定されない。
〈冷延鋼板の製造〉
下記表１に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製し、連続鋳造して肉厚３００ｍｍのスラブ（鋼素材）とした。得られたスラブに熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に通常公知の手法により酸洗を施し、次いで、下記表２、３に示す圧下率で冷間圧延を施し、冷延鋼板（板厚：１．４ｍｍ）を得た。
得られた冷延鋼板に下記表２、３に示す条件で焼鈍を施し、第３冷延焼鈍板を得た。焼鈍工程は、第１焼鈍工程、第２焼鈍工程、及び第３焼鈍工程からなる３段階の工程とした。第１焼鈍工程における焼鈍温度Ｔ１での保持時間は１００秒とした。第２焼鈍工程における焼鈍温度Ｔ３での保持時間は１００秒とし、焼鈍温度Ｔ３から冷却停止温度Ｔ４への平均冷却速度は２０℃／秒とした。第３焼鈍工程における焼鈍温度Ｔ５での保持時間は２１６００秒とした。
一部の第２冷延焼鈍板については、冷却停止温度Ｔ４への冷却後、さらに溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板とした。溶融亜鉛めっき処理は、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、冷却停止温度Ｔ４への冷却後の鋼板を必要に応じて４３０℃以上４８０℃以下の範囲内の温度に再加熱し、溶融亜鉛めっき浴（浴温：４７０℃）に浸漬し、めっき層の付着量が片面あたり４５ｇ／ｍ２となるように調整した。浴組成はＺｎ−０．１８質量％Ａｌとした。
このとき、一部の溶融亜鉛めっき鋼板においては、浴組成をＺｎ−０．１４質量％Ａｌとし、めっき処理後、５２０℃で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。めっき層中のＦｅ濃度は、９質量％以上１２質量％以下の範囲内とした。別の一部の第３冷延焼鈍板については、焼鈍終了後、さらに、電気亜鉛めっきラインを用いて、めっき付着量が片面あたり３０ｇ／ｍ２となるように電気亜鉛めっき処理を施し、電気亜鉛めっき鋼板とした。
下記表４、５には、最終的に得られた冷延鋼板の種類を、以下の記号を用いて示した。
ＣＲ：めっき層を有しない冷延鋼板
ＧＩ：溶融亜鉛めっき鋼板
ＧＡ：合金化溶融亜鉛めっき鋼板
ＥＧ：電気亜鉛めっき鋼板
〈評価〉
得られた冷延鋼板から試験片を採取し、組織観察、残留オーステナイト分率の測定、及び引張試験、および穴広げ試験を行なった。得られた結果を表４、５に示す。なお、試験方法は、次のとおりとした。
《組織観察》
まず、冷延鋼板から組織観察用の試験片を採取した。次いで、圧延方向断面（Ｌ断面）で板厚の１／４に相当する位置が観察面となるように採取した試験片を研磨した。次に、観察面を腐食（１体積％ナイタール液腐食）させてから、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：３０００倍）を用いて１０視野の観察を行ない、撮像してＳＥＭ画像を得た。得られたＳＥＭ画像を用いて、画像解析により各組織の面積率を求めた。面積率は１０視野の平均値とした。ＳＥＭ画像において、フェライト及びベイニティックフェライトは灰色、マルテンサイト及び残留オーステナイトは白色を呈し、焼戻マルテンサイトは下部組織が現出するため、その色調及び下部組織の有無から各組織を判断した。フェライトとベイニティックフェライトとを正確に区別することは難しいが、ここではこれらの組織の総和が重要であるため、特に各組織を区別せず、フェライト及びベイニティックフェライトの総和の面積率及び焼戻マルテンサイトの面積率を求めた。
さらに、圧延方向断面（Ｌ断面）で板厚の１／４に相当する位置が観察面となるように、コロイダルシリカ振動研磨により試験片を研磨した。観察面は鏡面とした。次いで、極低加速イオンミリングにより、研磨歪による観察面の加工変態相を除去した後、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）測定を実施し、局所結晶方位データを得た。このとき、ＳＥＭ倍率は１５００倍、ステップサイズは０．０４μｍ、測定領域は４０μｍ平方、ＷＤは１５ｍｍとした。解析ソフト：ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７を用いて得られた局所方位データの解析を行なった。解析は、３視野について行ない、その平均値を用いた。
データ解析に先立ち、解析ソフトのGrain Dilation機能(Grain Tolerance Angle:5、Minimum Grain Size:5、Single Iteration:ON)、及びGrain CI Standarization機能(Grain Tolerance Angle:5、Minimum Grain Size:5)によるクリーンアップ処理を順に１回ずつ施した。その後、ＣＩ値＞０．１の測定点のみを用いて解析に使用した。
ｆｃｃ相のデータについて、Ｇｒａｉｎ Ｓｈａｐｅ Ａｓｐｅｃｔ ＲａｔｉｏチャートのＡｒｅａ Ｆｒａｃｔｉｏｎを用いて解析を行ない、残留オーステナイトのうち、アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトの割合（Ｒ１）を求めた。以上の解析において、Ｇｒａｉｎ ｓｈａｐｅ ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄは、Ｍｅｔｈｏｄ ２を用いた。
さらに、ｂｃｃ相のデータについて、方位差４０°以上のフェライト粒界（方位差４０°以上のｂｃｃ相同士の境界）を表示した後、先に求めたアスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトのうち、方位差４０°以上のフェライト粒界（旧オーステナイト粒界を含む）に存在するものの割合（Ｒ２）を求めた。
さらに、ｂｃｃ相のデータについて、ＫＡＭ値のチャートを表示し、ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値を求めた。その際の解析は、以下の条件で実施した。
Nearest neighbor：1st
Maximum misorientation：5
Perimeter only
Set 0-point kernels to maximum misorientationにチェック
《残留オーステナイト分率の測定》
冷延鋼板からＸ線回折用の試験片を採取し、板厚の１／４に相当する位置が測定面となるように研削及び研磨を行ない、Ｘ線回折法により回折Ｘ線強度から残留オーステナイトの体積率を求めた。入射Ｘ線はＣｏＫα線を用いた。残留オーステナイトの体積率の計算に際しては、ｆｃｃ相（残留オーステナイト）の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、及び｛３１１｝面、並びに、ｂｃｃ相の｛１１０｝、｛２００｝、及び｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を計算し、それらの平均値を求め、残留オーステナイトの体積率を算出した。Ｘ線回折により求めたオーステナイトの体積率は、面積率と等しいものとして扱い、このようにして求めたオーステナイトの体積率を面積率とした。
《引張試験》
冷延鋼板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（ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２００１）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２００１の規定に準拠した引張試験を行ない、引張強さ（ＴＳ）及び伸び（Ｅｌ）を測定した。
（強度）
ＴＳが９８０ＭＰａ以上である場合を高強度と評価した。
（延性）
Ｅｌが下記の場合を高延性（延性が良好である）と評価した。
・ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であるとき…Ｅｌ：２５％以上
・ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であるとき…Ｅｌ：１８％以上
《穴広げ試験》
冷延鋼板から試験片（大きさ：１００ｍｍ×１００ｍｍ）を採取し、試験片に初期直径ｄ０：１０ｍｍφの穴を打抜き加工（クリアランス：試験片板厚の１２．５％）により形成した。得られた試験片を用いて穴広げ試験を実施した。すなわち、初期直径ｄ０：１０ｍｍφの穴に打ち抜き時のポンチ側から頂角：６０°の円錐ポンチを挿入し、この穴を押し広げ、亀裂が鋼板（試験片）を貫通したときの穴の径ｄ（単位：ｍｍ）を測定し、次式により穴広げ率λ（単位：％）を算出した。
穴広げ率λ＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００
穴広げ試験は各鋼板について１００回ずつ実施し、その平均値を平均穴広げ率λ（単位：％）とした。平均穴広げ率λは、以下「平均λ」とも表記する。さらに、穴広げ率λの値が平均穴広げ率λの６０％以下の値となる確率を求め、これを穴広げ試験の不良率（単位：％）とした。
（伸びフランジ性）
下記の場合、伸びフランジ性が良好であると評価した。
・ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であるとき…平均λ：２５％以上
・ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上であるとき…平均λ：２０％以上
（穴広げ試験の不良率）
穴広げ試験の不良率が４％以下である場合を穴広げ試験の不良率が低いと評価した。
Figure 0006791371
Figure 0006791371
Figure 0006791371
Figure 0006791371
Figure 0006791371
図１は、表４、５の結果の一部をプロットしたグラフである。より詳細には、図１は、アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトのうち、方位差４０°以上のフェライト粒界に存在するものの割合（Ｒ２）と、ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値とが、穴広げ試験の不良率に及ぼす影響を示すグラフである。図１における「○」は上記穴広げ試験の不良率が４％以下であることを、「×」は穴広げ試験の不良率が４％より高いことを、それぞれ示す記号である。なお、図１は、残留オーステナイトのうち、アスペクト比が０．５以下のものの割合が７５％以上であるサンプルについて示している。
図１のグラフから分かるように、Ｒ２が５０％以上であり、且つ、ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値が１°以下である場合においてのみ、穴広げ試験の不良率が低い鋼板が得られている。
表１〜５及び図１から明らかなように、本発明の条件を満たす冷延鋼板はいずれも、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ、良好な延性及び伸びフランジ性を兼備し、さらに、穴広げ試験の不良率が小さい。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の冷延鋼板は、上記特性の少なくとも一つが劣っていた。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．１５％超０．４５％以下、
    Ｓｉ：０．５％以上２．５％以下、
    Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
    Ｐ ：０．０５％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、及び
    Ｎ ：０．０１％以下を含み、
    残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
    フェライト及びベイニティックフェライトの面積率の総和が２０％以上８０％以下であり、
    残留オーステナイトの面積率が１０％超４０％以下であり、
    焼戻マルテンサイトの面積率が０％超５０％以下であり、
    残留オーステナイトのうち、アスペクト比が０．５以下であるものの割合が、面積比で７５％以上であり、
    アスペクト比が０．５以下である残留オーステナイトのうち、方位差４０°以上のフェライト粒界に存在するものの割合が、面積比で５０％以上であり、
    ｂｃｃ相の平均ＫＡＭ値が１°以下である組織を有する、高強度冷延鋼板。
  2. 前記組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．０３５％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以上０．０３５％以下、
    Ｖ ：０．００５％以上０．０３５％以下、
    Ｍｏ：０．００５％以上０．０３５％以下、
    Ｂ ：０．０００３％以上０．０１％以下、
    Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、
    Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、
    Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、
    Ｓｂ：０．００２％以上０．０５％以下、
    Ｓｎ：０．００２％以上０．０５％以下、
    Ｃａ：０．０００５％以上０．００５％以下、
    Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５％以下、及び
    ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５％以下からなる群から選ばれる少なくとも１つを含む、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 表面にめっき層を有する、請求項１又は２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 請求項１〜３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又は２に記載の組成を有する鋼素材に熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    前記熱延鋼板に酸洗を施す酸洗工程と、
    前記酸洗が施された前記熱延鋼板に圧下率３０％以上の冷間圧延を施すことにより、冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    前記冷延鋼板を、Ａｃ3点以上９５０℃以下の焼鈍温度Ｔ1で加熱し、前記焼鈍温度Ｔ1から、１０℃／秒超の平均冷却速度で、２５０℃以上３５０℃未満の冷却停止温度Ｔ2まで冷却し、前記冷却停止温度Ｔ2で２０秒以上保持することにより、第１冷延焼鈍板を得る第１焼鈍工程と、
    前記第１冷延焼鈍板を、７００℃以上８５０℃以下の焼鈍温度Ｔ3で加熱し、前記焼鈍温度Ｔ3から、３００℃以上５５０℃以下の冷却停止温度Ｔ4まで冷却し、前記冷却停止温度Ｔ4で１０秒以上保持し、室温まで冷却することにより、第２冷延焼鈍板を得る第２焼鈍工程と、
    前記第２冷延焼鈍板を１００℃以上５５０℃以下の焼鈍温度Ｔ5で加熱することにより、第３冷延焼鈍板を得る第３焼鈍工程と、
    を含む、高強度冷延鋼板の製造方法。
  5. 前記第２冷延焼鈍板又は前記第３冷延焼鈍板に、めっき処理を施すめっき工程をさらに含む、請求項４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
JP2019512698A 2017-12-26 2018-12-13 高強度冷延鋼板及びその製造方法 Active JP6791371B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017249124 2017-12-26
JP2017249124 2017-12-26
PCT/JP2018/045968 WO2019131189A1 (ja) 2017-12-26 2018-12-13 高強度冷延鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2019131189A1 JPWO2019131189A1 (ja) 2019-12-26
JP6791371B2 true JP6791371B2 (ja) 2020-11-25

Family

ID=67067182

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019512698A Active JP6791371B2 (ja) 2017-12-26 2018-12-13 高強度冷延鋼板及びその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11459647B2 (ja)
EP (1) EP3733898B1 (ja)
JP (1) JP6791371B2 (ja)
KR (1) KR102387095B1 (ja)
CN (1) CN111511945B (ja)
MX (1) MX2020006773A (ja)
WO (1) WO2019131189A1 (ja)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
WO2017196965A1 (en) 2016-05-10 2017-11-16 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
KR20220050935A (ko) * 2019-08-19 2022-04-25 유나이테드 스테이츠 스틸 코포레이션 고강도 강 제품 및 이의 제조를 위한 어닐링 공정
KR102321285B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102321295B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102348527B1 (ko) * 2019-12-18 2022-01-07 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP6813136B1 (ja) * 2020-01-10 2021-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2023095870A1 (ja) 2021-11-26 2023-06-01 日本製鉄株式会社 亜鉛めっき鋼板

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4165272B2 (ja) 2003-03-27 2008-10-15 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5966598B2 (ja) 2012-05-17 2016-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5867436B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3178953A4 (en) * 2014-08-07 2017-07-05 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
WO2016021197A1 (ja) * 2014-08-07 2016-02-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6052472B2 (ja) * 2015-01-15 2016-12-27 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
JP6237900B2 (ja) 2015-02-17 2017-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP6409991B1 (ja) 2017-04-05 2018-10-24 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

Also Published As

Publication number Publication date
US20200392610A1 (en) 2020-12-17
CN111511945B (zh) 2021-12-24
US11459647B2 (en) 2022-10-04
KR20200097347A (ko) 2020-08-18
CN111511945A (zh) 2020-08-07
KR102387095B1 (ko) 2022-04-14
MX2020006773A (es) 2020-08-24
JPWO2019131189A1 (ja) 2019-12-26
EP3733898A1 (en) 2020-11-04
WO2019131189A1 (ja) 2019-07-04
EP3733898A4 (en) 2020-11-04
EP3733898B1 (en) 2021-11-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6791371B2 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
US10501832B2 (en) Plated steel sheet
JP6237962B1 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP6597811B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6750772B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6597889B2 (ja) 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法
KR102418275B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
CN110475892B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
JPWO2021079756A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR102274284B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
JP6930682B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6525125B1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6950850B2 (ja) 高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法
JP7063414B2 (ja) 鋼板
JP7401826B2 (ja) 鋼板、及び鋼板の製造方法
WO2022190958A1 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
WO2023153096A1 (ja) 冷延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20190304

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20200407

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20200603

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: 20201006

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20201019

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6791371

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250