JPH1060593A

JPH1060593A - 強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板及びその製造方法

Info

Publication number: JPH1060593A
Application number: JP12580397A
Authority: JP
Inventors: Yukiaki Tamura; 享昭田村; Yoichiro Okano; 洋一郎岡野
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1996-06-10
Filing date: 1997-05-15
Publication date: 1998-03-03

Abstract

(57)【要約】【課題】フェライト相とこれに均一に分散したパーライ
ト又はベイナイト相とからなる複合組織を有し、これに
よって、強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強
度冷延鋼板を提供することにある。【解決手段】本発明による強度−伸びフランジ性バラン
スにすぐれる高強度冷延鋼板は、ｍａｓｓ％にて、Ｃ
0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以下、Ｍｎ 0.３〜
2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ 0.０１０％以下、
及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼からな
り、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェ
ライト相とからなる組織を有すると共に、（第二相のビ
ッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜
1.６を満たすことを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、伸びフランジ加工
性にすぐれる高強度冷延鋼板及びその製造方法に関し、
詳しくは、自動車部品等のように、すぐれた伸びフラン
ジ加工性が要求される産業分野に好適に用いることがで
きる強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷
延鋼板及びその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車の車体軽量化や衝突安全性
の確保を目的として、自動車用内外板に高強度冷延鋼板
が広く用いられている。特に、自動車の足回り部品や車
体構造部品、車体補強部品等の製造のための冷延鋼板に
は、加工の度合いが大きく、伸びと共に高い伸びフラン
ジ性が要求される。

【０００３】従来、高強度冷延鋼板として、フェライト
地中にマルテンサイト相を細かく分散させた所謂二相
（dual phase) 鋼板が知られている。この二相鋼板は、
特徴として、高い伸びを有するが、しかし、フェライト
相とマルテンサイト相との硬度差が大きいために、成形
の過程において、組織内にボイドが発生しやすく、本発
明が目的とする伸びフランジ性は、従来、必ずしも十分
とはいえない。また、上記二相鋼板は、概して、降伏点
が低いので、形状凍結性にはすぐれるものの、耐座屈強
度が要求される部材については、用いるに適しない。

【０００４】高強度冷延鋼板の製造における従来の技術
を振り返ってみるに、例えば、特開昭５７−１５５３２
９号公報には、「歪時効硬化能のすぐれた高強度冷延鋼
板の製造方法」が記載されており、これによれば、均熱
後の冷却速度と冷却停止温度（Ｍｓ点（マルテンサイト
変態開始温度）以下）を制御して、主たる第二相がマル
テンサイトである冷延鋼板を得るものである。

【０００５】同様に、均熱後の１次冷却速度と２次冷却
速度を制御するものとしては、特許第１２７３５８４号
に記載されている「加工性にすぐれた高強度低降伏比高
延性複合組織鋼板の製造方法」が知られている。この方
法も、２次冷却停止温度を２００℃以下として、主たる
第二相としてマルテンサイトを得るものであり、低降伏
比と高延性は得られるものの、伸びフランジ性は十分で
はない。

【０００６】更に、特開平５−１７８２５号公報には、
「成形性にすぐれた高強度冷延鋼板の製造方法」が記載
されている。この方法によれば、均熱後、１次冷却とし
て、徐冷を行なって、フェライト粒成長を促進させ、そ
の後の２次冷却において、急冷を行なうものであるが、
この方法においても、２次冷却停止温度は２００℃以下
であるので、第２相の急冷変態相はマルテンサイト相が
主であるとみられる。

【０００７】過時効処理を行なうものとしては、特開平
７−１８８７６７号に記載の「伸びフランジ性にすぐれ
た高強度冷延鋼板の製造方法」が知られており、この方
法によれば、低Ｃ−高Ｍｎ系鋼種を用いて、冷却速度を
制御し、更に、一定温度で保持する方法を用いることに
よって、ベイナイト相を主とする組織を得ることができ
る。しかし、この方法による冷延鋼板は、組織が化学成
分が本発明とは相違し、更に、目的とする強度レベルも
本発明とは相違する。

【０００８】特開昭５８−１３３３２１号公報には、均
熱後に２段冷却を行ない、その後、２５０℃に保持する
「低降伏比高強度鋼板の製造方法」が知られている。し
かし、この方法において、２次冷却停止温度は、Ｍｓ点
以下であり、得られる組織はフェライト・マルテンサイ
トである。

【０００９】また、母相フェライトと第二相の硬度比に
着目し、この硬度比を適正な範囲に制御することによ
り、局部延性の向上を図ることが特開昭６３−２９３１
２１号公報に記載されている。この方法は、再結晶焼鈍
し、次いで、強制空冷した後、１００℃／秒以上の冷却
速度で急冷するものであり、ここに、この急冷の終点温
度は常温であるので、得られる低温変態組織はマルテン
サイトが主である。

【００１０】

【本発明が解決しようとする課題】本発明は、従来の高
強度冷延鋼板、特に、フェライト・マルテンサイト二相
鋼板における上述したような問題を解決するためになさ
れたものであって、（析出強化した）フェライト相とこ
れに均一に分散したパーライト又はベイナイト相とから
なる複合組織を有し、これによって、強度−伸びフラン
ジ性バランスにすぐれる引張強度３４０〜６９０ＭＰａ
級の高強度冷延鋼板を提供することを目的とし、更に、
その製造方法を提供することを目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明による強度−伸び
フランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板は、ｍａ
ｓｓ％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以
下、Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ
0.０１０％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含
み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼からな
り、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェ
ライト相とからなる組織を有すると共に、（第二相のビ
ッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜
1.６を満たすことを特徴とする。このよう成分を基本成
分とする冷延鋼板を第１成分系の冷延鋼板とする。

【００１２】更に、本発明によれば、上記成分系にＮ
ｂ、Ｔｉ及びＶの１種又は２種以上を添加して、炭窒化
物を形成させ、その析出物によって、結晶粒径を微細化
させ、また、転位のすべりを抑制して、降伏点を上昇さ
せることができ、また、このように、結晶粒を微細化さ
せることによって、伸びフランジ性を損なうことなく、
引張強度を高めた高降伏点を有する強度−伸びフランジ
性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板を得ることができ
る。

【００１３】即ち、本発明による更なる強度−伸びフラ
ンジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板は、ｍａｓｓ
％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以下、
Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ 0.０
１０％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｎ
ｂ、Ｔｉ及びＶの１種又は２種以上を合計にて0.０１０
〜0.０５０％の範囲で含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼からな
り、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェ
ライト相とからなる組織を有すると共に、（第二相のビ
ッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜
1.６を満たすことを特徴とする。このよう成分を基本成
分とする冷延鋼板を第２成分系の冷延鋼板とする。この
ような本発明による第２成分系の冷延鋼板は、0.７５よ
りも大きい降伏比を有する。

【００１４】本発明において、強度−伸びフランジ性バ
ランスにすぐれるとは、引張強度と後述する穴拡げ率
（λ）との積が４６０００ＭＰａ・％以上であることを
いい、特に、上記第２成分系の冷延鋼板については、５
００００ＭＰａ・％以上、好ましくは、５３０００ＭＰ
ａ・％以上であることをいう。また、本発明において、
降伏比とは、（下降伏点又は0.２％耐力）／引張強度を
いう。

【００１５】このような強度−伸びフランジ性バランス
にすぐれる高強度冷延鋼板は、本発明に従って、上記鋼
を常法に従って熱間圧延した後、６５０℃以下の温度で
巻取り、酸洗し、冷間圧延し、連続焼鈍を行なうにあた
り、Ａ₁点以上、（Ａ₃点＋５０℃）以下の範囲の温度
で３０秒から１０分間均熱し、次いで、７５０℃から６
５０℃の範囲の間の温度Ｔ₁まで、２０℃／秒以下の冷
却速度で徐冷し、次いで、上記Ｔ₁から５００℃までを
２０℃／秒以上の速度で冷却し、引き続いて、５００℃
以下、２５０℃以上の範囲の温度で過時効処理すること
によって得ることができる。

【００１６】本発明による強度−伸びフランジ性バラン
スにすぐれる第１成分系の高強度冷延鋼板は、このよう
に、所定の化学成分を有し、更に、Ｃ量とＭｎ量とが所
定の関係を満たし、ベイナイト又はパーライトを主とす
る第二相によって引張強度を得るものであり、また、
（第二相のビッカース硬さ）／（フェライト相のビッカ
ース硬さ）＜1.６を満たす組織である。従って、従来の
低Ｃ化による伸びフランジ性の改善方法とは技術思想が
相違する。

【００１７】後述する実施例から導かれるように、強度
と伸びフランジ性の関係をみると、組織の観点からみれ
ば、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェ
ライト相とからなる組織を有すると共に、（第二相のビ
ッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜
1.６を満たすときに、その他の場合よりも、強度−伸び
フランジ性バランスがすぐれていることが理解される。

【００１８】また、本発明による第１成分系の冷延鋼板
においては、第二相の面積率ｆ（％）をＣ量（Ｃ
（％））の関数とするとき、ｆ（％）＞８６6.７×〔Ｃ（％）〕²−４3.３×Ｃ
（％）＋１0.５を満たすことが好ましい。

【００１９】本発明による第２成分系の冷延鋼板におい
ては、化学成分の観点からは、所定の化学成分を有する
ように規制し、且つ、Ｃ量とＭｎ量とが所定の関係を満
たすようにして、フェライト地にベイナイト又はパーラ
イトを主とする第二相を均一微細に分散させ、ここに、
第二相量の増加とフェライト相の析出強化とによって、
引張強度を得、析出物による結晶粒微細化効果と転位の
すべり抑制効果によって高降伏点を得るものであり、更
に、組織の観点からは、ベイナイト又はパーライトを主
とする第二相とフェライト相とからなるものとし、しか
も、（第二相のビッカース硬さ）／（フェライト相のビ
ッカース硬さ）が所定の条件を満たすようにして、強度
−伸びフランジ性バランスにすぐれると共に、高降伏点
を有する高強度冷延鋼板を得たものである。従って、本
発明による伸びフランジ性にすぐれる高降伏点高強度冷
延鋼板における技術的思想は、従来の低Ｃ化による伸び
フランジ性の改善方法とは相違する。

【００２０】本発明による第２の成分系の冷延鋼板にお
いても、第二相の面積率ｆ（％）をＣ量の関数とすると
き、ｆ（％）＞８６6.７×〔Ｃ（％）〕²−４3.３×Ｃ
（％）＋１0.５を満たすことが好ましい。

【００２１】本発明において、ベイナイトとは、ベイナ
イティックフェライト又は炭化物を内包するベイナイト
を意味する。また、本発明においては、組織中に、伸び
フランジ性に悪影響を与えない程度の極く少量のマルテ
ンサイトを含むことは許容されるものとする。

【００２２】

【発明の実施の形態】先ず、本発明による高強度冷延鋼
板における化学成分について説明する。Ｃは、ベイナイ
ト、パーライト等の硬質相を形成させるうえで必須の元
素であり、必要な強度を確保するために、0.０３％以の
添加が上必要である。しかし、添加量が0.１７％を越え
るときは、延性や溶接性を阻害する。

【００２３】Ｓｉは、既に知られているように、置換型
固溶元素であって、清浄なポリゴナルフェライトを形成
して、高強度で高延性の鋼板を得るために有効な元素で
あり、目的とする引張強度に応じて添加する。しかし、
過多に添加するときは、熱延時に生成するスケールが冷
延鋼板の表面性状を悪化させるので、上限は1.０％とす
る。

【００２４】Ｍｎは、固溶強化によって、所要の強度を
確保すると共に、鋼の焼入れ性を高めて、所望の組織を
効率よく得るのに必須の元素である。これらの効果を有
効に得るためには、0.３％以上の添加を必要とする。し
かし、添加量が2.０％を越えるときは、上記の強化能も
飽和し、更に、経済的にも不利である。

【００２５】Ｐは、Ｓｉと同様に、固溶強化能にすぐれ
た元素であり、必要に応じて、添加する。しかし、添加
量が0.１５％を越えるときは、溶接性の低下を生じる。

【００２６】Ａｌは、脱酸剤として、0.００５％以上が
添加されるが、0.０６％を越えるときは、介在物量が増
加して、延性に害を及ぼす。

【００２７】Ｓは、成形性に大きい影響を及ぼすので、
なるべく少ない方がよく、通常、0.０１０％以下とする
が、伸びフランジ性の改善の観点からは、0.００５％以
下が好ましい。

【００２８】本発明によれば、上述した第１の成分系に
加えて、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種又は２種以上を添加す
ることができる。これらの元素は、いずれも、炭窒化物
を形成しやすく、その析出物によって、結晶粒径が微細
化し、また、転位のすべりを抑制するので、降伏点を上
昇させることができる。更に、上述したように、結晶粒
が微細化することによって、伸びフランジ性を損なうこ
となく、引張強度を高めることができる。本発明におい
ては、このような効果を有効に得るには、Ｎｂ、Ｔｉ及
びＶの１種又は２種以上を合計にて0.０１０％以上添加
することが必要である。しかし、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１
種又は２種以上を合計にて0.０５０％を越えて過多に添
加しても、上記効果が飽和し、経済的にも不利である。

【００２９】本発明によれば、冷延鋼板は、上記元素に
加えて、Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭ（希土類元素）の１種又
は２種以上を合計にて0.００５％以下で含むことができ
る。これらの元素は、硫化物の形態制御を通して、延
性、特に伸びフランジ性の向上に寄与する。しかし、添
加量が0.００５％を越えるときは、その効果が飽和し、
経済的に不利である。

【００３０】特に、本発明によれば、Ｓ量を0.００５％
以下に規制すると共に、Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭ（希土類
元素）の１種又は２種以上を合計にて0.００５％以下の
範囲で添加することによって、延性、特に伸びフランジ
性を効果的に向上させることができる。

【００３１】更に、本発明によれば、Ｃ量とＭｎ量は、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）なる関係を満足することが必要である。即ち、本発明に
よれば、一般的な低Ｃ化（第二相量の低減）によって、
伸びフランジ性（λ値）を改善しようというものではな
く、安価なＣによって強化を図り、一般的には、Ｃ量の
増加によって第二相量が増加し、伸びフランジ性（λ
値）が低下するところ、焼鈍の熱サイクルを工夫するこ
とによって、すぐれた強度−伸びフランジ性バランスを
得るというものである。上記関係式は、この趣旨を明確
にしたものである。

【００３２】本発明による高強度冷延鋼板においては、
化学成分と共に、その組織も重要である。一般に、同一
強度の鋼板を比較した場合、Ｃ量の少ない鋼板の方が伸
びフランジ性にすぐれることは既に知られている。従っ
て、従来、固溶強化等を利用し、低Ｃ化によって、伸び
フランジ性の改善を図る方法は知られている。しかし、
この方法によれば、固溶強化のために、Ｓｉ、Ｍｎ等を
多量に添加する必要があり、製造コストの上昇を伴う欠
点がある。

【００３３】しかし、本発明によれば、鋼板の組織がフ
ェライト相にベイナイト相又はパーライト相が均一に分
散した複合組織であると共に、（第二相のビッカース硬
さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜1.６を満た
す場合に、従来よりも、強度−伸びフランジ性バランス
にすぐれる鋼板を得ることができる。即ち、本発明によ
れば、従来のように、化学成分の低Ｃ化によらず、安価
なＣを用いて組織強化を図った鋼板であっても、強度−
伸びフランジ性バランスにすぐれる鋼板を得ることがで
きる。

【００３４】特に、本発明によれば、強度−伸びフラン
ジ性バランスにすぐれるには、第二相の面積率をＣ量
（Ｃ（％））の関数であるｆ（％）とするとき、ｆ（％）＞８６6.７×〔Ｃ（％）〕²−４3.３×Ｃ
（％）＋１0.５を満たすことが好ましい。

【００３５】前述したように、フェライト・マルテンサ
イト鋼板では、フェライト相とマルテンサイト相との硬
度差が大きいために、伸びフランジ性がよくない。更
に、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェ
ライト相とからなる複合組織鋼板であっても、（第二相
のビッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬
さ）＞1.６であるときは、強度−伸びフランジ性バラン
スに劣る。

【００３６】本発明によるこのような強度−伸びフラン
ジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板は、上述した化
学成分を有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を
常法に従って熱間圧延した後、６５０℃以下の温度で巻
取り、酸洗し、冷間圧延し、連続焼鈍を行なうにあた
り、Ａ₁点以上、（Ａ₃点＋５０℃）以下の範囲の温度
で３０秒から１０分間均熱し、次いで、７５０℃から６
５０℃の範囲の間の急冷開始温度Ｔ₁まで、２０℃／秒
以下の冷却速度で徐冷（一次冷却）し、次いで、上記Ｔ
₁から５００℃までを２０℃／秒以上の速度で冷却（二
次冷却）し、引き続いて、５００℃以下、２５０℃以上
の範囲の温度で過時効処理することによって得ることが
できる。

【００３７】本発明の方法において、熱延条件は通常の
ものでよいが、巻取温度は６５０℃以下とする。６５０
℃を越える高温で巻取った場合には、熱延板中の炭化物
が粗大化し、このような炭化物は、冷延後の短時間焼鈍
時の均熱中に溶けきらないので、所望の引張強度を得る
ことができない。巻取温度は、第１成分系では、特に限
定されるものではないが、しかし、第２成分系では、Ｎ
ｂ、Ｔｉ等の析出による効果を有効に利用する観点か
ら、巻取温度の下限を５００℃とすることが望ましい。

【００３８】本発明によれば、冷間圧延後の連続焼鈍に
おいて、均熱温度をＡ₁点以上、（Ａ₃点＋５０℃）以
下の範囲として、フェライト・オーステナイトの二相又
はオーステナイト単相とすることによって、７５０℃か
ら６５０℃の範囲の温度Ｔ₁まで、２０℃／秒以下の冷
却速度で徐冷する間に均一なフェライト粒を析出させる
ことができる。

【００３９】しかし、均熱温度がＡ₁点よりも低いとき
は、均熱時のオーステナイトが生成しないので、最終製
品において、第二相量が存在せず、かくして、第二相に
よる強化を活用できなくなると共に、焼鈍後の組織にお
けるフェライト粒径が不均一になりやすく、伸びフラン
ジ性に悪影響を及ぼす。他方、均熱温度が（Ａ₃点＋５
０℃）を越えるときは、不必要に製造コストの上昇を招
く。特に、第２成分系の場合には、均熱温度がＡ₃点を
越えるときは、均熱時、組織が全量、オーステナイトに
なって、前述したようなＮｂ等の炭窒化物の析出物がす
べりを抑制する効果が小さくなるので、目的とする引張
強度及び降伏点を得ることができない。

【００４０】本発明においては、特に、第１成分系の場
合には、均熱温度は、化学成分に応じて、（Ａ₁点＋５
０℃）以上、（Ａ₃点＋５０℃）以下の範囲であること
が好ましく、他方、第２成分系の場合には、均熱温度
は、化学成分に応じて、Ａ₁点以上、Ａ₃点以下の範囲
であることが好ましい。

【００４１】均熱時間が３０秒よりも短いときは、炭化
物が溶けきらず、第二相量が減少し、延いては、強度不
足となる。しかし、均熱時間が１０分を越える場合は、
製造ラインが必要以上に長くなりすぎ、不経済である。

【００４２】本発明によれば、このような均熱の後、７
５０℃から６５０℃の範囲の間の温度Ｔ₁まで、２０℃
／秒以下、通常、１℃／秒以上の冷却速度で徐冷し、こ
の後、急冷する。即ち、上記温度Ｔ₁は、急冷開始温度
である。この急冷開始温度Ｔ ₁が７５０℃よりも高いと
きは、フェライトの析出が十分でなく、フェライト地に
第二相が均一微細に分散した組織を得ることができない
ので、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。反面、急冷開
始温度Ｔ₁が６５０℃よりも低い場合には、オーステナ
イトへのＣの濃縮が進みすぎ、結果として、第二相が硬
くなって、フェライト相との硬度差が大きくなり、伸び
フランジ性に悪影響を及ぼす。特に、第２成分系につい
ては、均熱後の７５０℃から６５０℃の範囲の間の温度
Ｔ₁までの徐冷速度は、１５℃／秒以下であることが好
ましい。

【００４３】次に、本発明によれば、急冷開始温度Ｔ₁
から５００℃まで、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却す
る。この急冷は、温度Ｔ₁で残留しているオーステナイ
トを速やかに低温まで持ち越し、続く過時効処理におい
て、低温変態させるためである。ここに、上記温度Ｔ₁
から５００℃までの冷却速度が２０℃／秒を下回る場合
は、冷却速度が遅いために、冷却途中で更なるフェライ
ト析出が進み、結果的に、第二相が硬くなるので、フェ
ライト相と第二相との硬度差が大きくなり、伸びフラン
ジ性に悪影響を及ぼす。一方、冷却速度の上限は、その
冷却を停止する温度が制御できる範囲であれば、特に限
定されるものではないが、しかし、通常、上限は、２０
０℃／秒程度であり、実用的な観点からは、１００℃／
秒である。

【００４４】本発明によれば、このように、温度Ｔ₁か
ら５００℃まで急冷した後、引き続いて、５００℃以
下、２５０℃以上、好ましくは、３００℃以上の範囲の
温度で過時効処理する。過時効処理温度が２５０℃より
も低いときは、急冷の終了時に未変態のオーステナイト
がマルテンサイトに変態するので、伸びフランジ性に悪
影響を及ぼす。また、過時効処理時間は、通常、１〜３
０分程度である。過時効処理時間が１分よりも短いとき
は、低温変態が十分でなく、他方、３０分を越える過時
効処理のためには、徒に長い設備が必要となり、経済的
に著しく不利である。

【００４５】このようにして、本発明によれば、ベイナ
イト又はパーライトを主とする第二相とフェライト相と
からなる組織を有すると共に、（第二相のビッカース硬
さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜1.６を満た
す強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延
鋼板を得ることができる。特に、本発明によれば、第二
相の面積率ｆ（％）をＣ量（Ｃ（％））の関数とすると
き、ｆ（％）＞８６6.７×〔Ｃ（％）〕²−４3.３×Ｃ
（％）＋１0.５を満たすことが、得られる高強度冷延鋼板の強度−伸び
フランジ性バランスの観点から最も好ましい。

【００４６】本発明による冷延鋼板は、また、電気めっ
き鋼板、電気亜鉛めっき鋼板等の原板としても、用いる
ことができる。

【００４７】

【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。

【００４８】実施例１（第１成分系）表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、常法にて熱間
圧延を行ない、2.６ｍｍ厚熱延板とし、表２に示す条件
にて巻取った。この熱延板を酸洗した後、冷間圧延（５
７％）した。

【００４９】このようにして得た冷延鋼板について、表
２に示すように、所定時間所定温度に均熱した後、種々
の冷却速度で徐冷（一次冷却）し、急冷（二次冷却）
し、更に、表２に示す条件にて過時効処理を行なった。
得られた鋼板を伸び率1.０％でスキンパス圧延して、供
試材とした。このようにして得られた供試材の機械的
性質、各組織のビッカース硬さ及び顕微鏡組織観察結果
を表３に示す。また、表３の結果について、引張強度と
伸びフランジ性（λ値）との関係を図１に示す。

【００５０】フェライト及び第二相のそれぞれの硬さ
は、鋼板の表面から板厚の１／４の部分において、それ
ぞれの相について、抽出した１０か所のビッカース硬さ
を測定し、その平均値を用いた。また、伸びフランジ性
λとは、次の条件で求めた抜き打ち穴拡げ率（％）であ
る。

【００５１】初期穴：直径１０ｍｍ、クリアランス１６
％の打ち抜き穴ポンチ：頂角６０°の円錐ポンチ、バリ側から成形打ち抜き穴拡げ率：λ（％）＝（（ｄ−ｄ₀）／ｄ₀）
×１００ここでｄ₀：初期穴径ｄ：板厚貫通割れ時の穴径

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】

【表３】

【００５５】実施例２（第２成分系）表４に示す化学成分を有する鋼を実験用真空溶解炉にて
溶製し、常法に従って熱間圧延を行ない、2.６ｍｍ厚熱
延板とし、表５に示す温度にて巻取った。この熱延板を
酸洗した後、冷間圧延（５７％）した。

【００５６】このようにして得た冷延鋼板について、表
５に示す温度に９０秒間均熱した後、表５に示すよう
に、種々の冷却速度で徐冷（一次冷却）し、急冷（二次
冷却）し、更に、表５に示す条件にて過時効処理を行な
った。得られた鋼板を伸び率1.５％でスキンパス圧延し
て、供試材とした。

【００５７】このようにして得られた供試材の機械的性
質、各組織のビッカース硬さ、顕微鏡組織観察結果及び
第二相面積率を表６及び表７に示す。また、表６及び表
７の結果について、引張強度と伸びフランジ性（λ値）
との関係を図２に示す。

【００５８】それぞれの組織の硬さは、鋼板の表面から
板厚の１／４の部分において、それぞれの相について、
無作為に抽出した１０か所のビッカース硬さを測定し、
その平均値を用いた。また、伸びフランジ性λとは、次
の条件で求めた抜き打ち穴拡げ率（％）である。

【００５９】初期穴：直径１０ｍｍ、クリアランス１６
％の打ち抜き穴ポンチ：頂角６０°の円錐ポンチ、バリ側から成形打ち抜き穴拡げ率：λ（％）＝（（ｄ−ｄ₀）／ｄ₀）
×１００ここでｄ₀：初期穴径ｄ：板厚貫通割れ時の穴径

【００６０】

【表４】

【００６１】

【表５】

【００６２】

【表６】

【００６３】

【表７】

【００６４】比較例１は、熱間圧延後の巻取温度が高い
ために、熱延板の組織において、セメンタイト及びＮｂ
系炭化物が大きくなりすぎて、均熱時にセメンタイトが
溶けきらず、更に、結晶粒が細粒化されなかったため
に、強度−伸びフランジ性バランスが悪く、また、目的
とする降伏比を得ることができない。比較例２は、急冷
開始温度（Ｔ₁）が低いために、第２相が硬い。比較例
３は、二次冷却速度が遅いために、二次冷却中にもフェ
ライトが多量に析出し、その結果、第二相が硬くなった
ものである。

【００６５】比較例６は、均熱温度が二相域の温度域で
はないので、第二相による組織強化が得られない。比較
例７は、一次冷却速度が大きいために、第二相が均一微
細に分散しない。比較例１０は、均熱温度が高く、オー
ステナイト単相域であるので、Ｎｂ系の析出物による析
出強化が十分でなく、更に、降伏比も低い。比較例１
３、１４及び１８は、急冷停止又は過時効中にＭｓ点を
下回ったために、組織中にマルテンサイトが形成され
て、伸びフランジ性に有害な影響を与えている。比較例
１５は、急冷開始温度（Ｔ₁）が高いために、フェライ
トの析出が十分でなく、第二相が均一微細に分散されな
かった結果、伸びフランジ性が悪い。

【００６６】これに対して、本発明例４、５、８、９、
１１、１２、１６及び１７は、いずれも、フェライト相
と第二相の硬さの比、第二相面積率を満たしており、降
伏比も高く、強度−伸びフランジ性もすぐれている。

【００６７】

【発明の効果】以上のように、本発明による第１成分系
の高強度冷延鋼板は、所定の化学成分を有し、その組織
がベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェラ
イト相とからなる複合組織であって、（第二相のビッカ
ース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）が所定
の条件を満たす硬度の低い第二相を活用して、伸びフラ
ンジ性の改善を図り、更に、そのような第二相の面積率
を大きくすることによって、引張強度３４０〜６９０Ｍ
Ｐａを有すると共に、強度−伸びフランジ性バランスに
すぐれるのである。

【００６８】また、本発明による第２成分系の高強度冷
延鋼板は、所定の化学成分を有し、その組織がベイナイ
ト又はパーライトを主とする第二相とフェライト相とか
らなり、上記第二相量の増加とフェライト相の析出強化
とによって、引張強度を得るものであり、更に、析出物
による結晶粒微細化効果と転位のすべり抑制効果によっ
て高降伏点を得ることができる。更に、上記組織におい
て、（第二相のビッカース硬さ）／（フェライト相のビ
ッカース硬さ）と第二相の面積率を規制することによっ
て、すぐれた強度−伸びフランジ性バランスを達成する
ことができる。

【００６９】かくして、本発明による冷延鋼板は、例え
ば、自動車部品のように、すぐれた伸びフランジ性が要
求される用途に好適に用いることができる。

【００７０】本発明の方法によれば、化学成分を最適に
調節した冷延鋼板を焼鈍するに際して、均熱温度、均熱
温度からの冷却速度とその停止温度、更に、過時効処理
温度を制御することによって、ベイナイト又はパーライ
トを主とする第二相がフェライト地に均一微細に分散し
た複合組織を有し、しかも、（第二相のビッカース硬
さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）と第二相の面
積率が最適に規制されてなり、かくして、目的とする強
度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高降伏点高強度
冷延鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】は、表３に示す結果のうち、引張強度と伸びフ
ランジ性（λ）との関係を示すグラフである。

【図２】は、表６及び表７に示す結果のうち、引張強度
と伸びフランジ性（λ）との関係を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】ｍａｓｓ％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以下、Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％％以下、Ｓ 0.０１０％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼からな
り、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェ
ライト相とからなる組織を有すると共に、（第二相のビ
ッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜
1.６を満たすことを特徴とする強度−伸びフランジ性バ
ランスにすぐれる高強度冷延鋼板。
【請求項２】ｍａｓｓ％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％％以下、Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ 0.００５％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計にて0.０
０５％以下の範囲で含み、残部鉄及び不可避的不純物よ
りなる鋼からなり、ベイナイト又はパーライトを主とす
る第二相とフェライト相とからなる組織を有すると共
に、（第二相のビッカース硬さ）／（フェライト相のビ
ッカース硬さ）＜1.６を満たすことを特徴とする強度−
伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板。
【請求項３】ｍａｓｓ％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以下、Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ 0.０１０％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間
圧延した後、６５０℃以下の温度で巻取り、酸洗し、冷
間圧延し、連続焼鈍を行なうにあたり、Ａ₁点以上、
（Ａ₃点＋５０℃）以下の範囲の温度で３０秒から１０
分間均熱し、次いで、７５０℃から６５０℃の範囲の間
の温度Ｔ₁まで、２０℃／秒以下の冷却速度で徐冷し、
次いで、上記Ｔ₁から５００℃までを２０℃／秒以上の
速度で冷却し、引き続いて、５００℃以下、２５０℃以
上の範囲の温度で過時効処理することを特徴とするベイ
ナイト又はパーライトを主とする第二相とフェライト相
とからなる組織を有すると共に、（第二相のビッカース
硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜1.６を満
たす強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷
延鋼板の製造方法。
【請求項４】ｍａｓｓ％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以下、Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ 0.００５％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計にて0.０
０５％以下の範囲で含み、残部鉄及び不可避的不純物よ
りなる鋼熱間圧延した後、６５０℃以下の温度で巻取
り、酸洗し、冷間圧延し、連続焼鈍を行なうにあたり、
Ａ₁点以上、（Ａ₃点＋５０℃）以下の範囲の温度で３
０秒から１０分間均熱し、次いで、７５０℃から６５０
℃の範囲の間の温度Ｔ₁まで、２０℃／秒以下の冷却速
度で徐冷し、次いで、上記Ｔ₁から５００℃までを２０
℃／秒以上の速度で冷却し、引き続いて、５００℃以
下、２５０℃以上の範囲の温度で過時効処理することを
特徴とするベイナイト又はパーライトを主とする第二相
とフェライト相とからなる組織を有すると共に、（第二
相のビッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬
さ）＜1.６を満たす強度−伸びフランジ性バランスにす
ぐれる高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】ｍａｓｓ％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以下、Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ 0.０１０％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種又は２種以上を合計にて0.０１
０〜0.０５０％の範囲で含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼からな
り、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェ
ライト相とからなる組織を有すると共に、（第二相のビ
ッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜
1.６を満たすことを特徴とする強度−伸びフランジ性バ
ランスにすぐれる高強度冷延鋼板。
【請求項６】ｍａｓｓ％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以下、Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ 0.００５％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種又は２種以上を合計にて0.０１
０〜0.０５０％の範囲で含み、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計にて0.０
０５％以下の範囲で含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼からな
り、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェ
ライト相とからなる組織を有すると共に、（第二相のビ
ッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜
1.６を満たすことを特徴とする強度−伸びフランジ性バ
ランスにすぐれる高強度冷延鋼板。
【請求項７】ｍａｓｓ％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以下、Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ 0.０１０％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種又は２種以上を合計にて0.０１
０〜0.０５０％の範囲で含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間
圧延した後、６５０℃以下の温度で巻取り、酸洗し、冷
間圧延し、連続焼鈍を行なうにあたり、Ａ₁点以上、
（Ａ₃点＋５０℃）以下の範囲の温度で３０秒〜１０分
間均熱し、次いで、７５０℃から６５０℃の範囲の間の
温度Ｔ₁まで、２０℃／秒以下の冷却速度で徐冷し、次
いで、上記Ｔ₁から５００℃までを２０℃／秒以上の速
度で冷却し、引き続いて、５００℃以下、２５０℃以上
の範囲の温度で過時効処理することを特徴とするベイナ
イト又はパーライトを主とする第二相とフェライト相と
からなる組織を有すると共に、（第二相のビッカース硬
さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜1.６を満た
すことを特徴とする強度−伸びフランジ性バランスにす
ぐれる高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】ｍａｓｓ％にて、Ｃ 0.０３〜0.１７％、Ｓｉ 1.０％以下、Ｍｎ 0.３〜2.０％、Ｐ 0.１５％以下、Ｓ 0.００５％以下、及びＡｌ 0.００５〜0.０６％を含み、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの１種又は２種以上を合計にて0.０１
０〜0.０５０％の範囲で含み、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計にて0.０
０５％以下の範囲で含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間
圧延した後、６５０℃以下の温度で巻取り、酸洗し、冷
間圧延し、連続焼鈍を行なうにあたり、Ａ₁点以上、
（Ａ₃点＋５０℃）以下の範囲の温度で３０秒〜１０分
間均熱し、次いで、７５０℃から６５０℃の範囲の間の
温度Ｔ₁まで、２０℃／秒以下の冷却速度で徐冷し、次
いで、上記Ｔ₁から５００℃までを２０℃／秒以上の速
度で冷却し、引き続いて、５００℃以下、２５０℃以上
の範囲の温度で過時効処理することを特徴とするベイナ
イト又はパーライトを主とする第二相とフェライト相と
からなる組織を有すると共に、（第二相のビッカース硬
さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）＜1.６を満た
すことを特徴とする強度−伸びフランジ性バランスにす
ぐれる高強度冷延鋼板の製造方法。