JPWO2019107042A1 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2019107042A1 JPWO2019107042A1 JP2019507877A JP2019507877A JPWO2019107042A1 JP WO2019107042 A1 JPWO2019107042 A1 JP WO2019107042A1 JP 2019507877 A JP2019507877 A JP 2019507877A JP 2019507877 A JP2019507877 A JP 2019507877A JP WO2019107042 A1 JPWO2019107042 A1 JP WO2019107042A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- temperature
- steel sheet
- martensite
- rolled steel
- 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.)
- Granted
Links
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims abstract description 40
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 13
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 144
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 111
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 111
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 61
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 35
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 22
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 claims abstract description 4
- 238000002791 soaking Methods 0.000 claims description 70
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 66
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 41
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 33
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 29
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 23
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 13
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 10
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 8
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 claims description 3
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 abstract description 11
- 238000010791 quenching Methods 0.000 abstract description 6
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 abstract description 6
- 238000000034 method Methods 0.000 description 48
- 230000008569 process Effects 0.000 description 35
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 27
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 23
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 16
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 14
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 12
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 12
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 11
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 11
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 11
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 10
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 8
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 6
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 6
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 6
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 6
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 5
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 5
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 4
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 4
- 239000000047 product Substances 0.000 description 4
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 3
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 3
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 3
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 3
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 3
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 3
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 3
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 2
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 2
- 150000001721 carbon Chemical class 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 description 2
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 2
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 2
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- -1 Zn and Co. However Chemical class 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000008119 colloidal silica Substances 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005501 phase interface Effects 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
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
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- 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
- C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
-
- 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
- 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
- C22C38/02—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
- C22C38/04—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
- C22C38/08—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
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
-
- 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
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
- C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
-
- 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
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- 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
- C22C38/42—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
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
７５０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性および伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を提供する。
所定の成分組成を有し、ミクロ組織が、面積率でフェライト：５０〜９０％、焼入れマルテンサイト：１〜８％、焼戻しマルテンサイト：３〜４０％、および残留オーステナイト：６〜１５％を含有し、かつ、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径が２．５μｍ以下であり、焼入れマルテンサイトの周囲長Ｄと面積Ｍを用いて４πＭ／Ｄ2として定義される円形度指数の平均値が０．５０以上であり、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆM+TMに対する焼入れマルテンサイトの面積率ｆMの比、ｆM／ｆM+TMが５０％以下である、高強度冷延鋼板。
所定の成分組成を有し、ミクロ組織が、面積率でフェライト：５０〜９０％、焼入れマルテンサイト：１〜８％、焼戻しマルテンサイト：３〜４０％、および残留オーステナイト：６〜１５％を含有し、かつ、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径が２．５μｍ以下であり、焼入れマルテンサイトの周囲長Ｄと面積Ｍを用いて４πＭ／Ｄ2として定義される円形度指数の平均値が０．５０以上であり、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆM+TMに対する焼入れマルテンサイトの面積率ｆMの比、ｆM／ｆM+TMが５０％以下である、高強度冷延鋼板。
Description
本発明は、高強度冷延鋼板に関し、特に、延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板に関する。また、本発明は、前記高強度冷延鋼板の製造方法に関する。
近年、自動車の衝突安全性や燃費の向上に対する要求が益々高まり、高強度鋼の適用が広がっている。自動車用薄鋼板は、冷間プレス工程で所望の形状に成形されるため、高い延性が要求されるが、一般に鋼板の強度と延性は相反するため、高強度鋼板の延性向上に関する様々な検討が行われてきた。その中で、残留オーステナイトの変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：ＴＲＩＰ）効果を活用した低合金ＴＲＩＰ鋼板が開発され、広く適用が進んでいる。しかし、ＴＲＩＰ鋼板の残留オーステナイトが加工中に変態したマルテンサイトは極めて硬質なため、伸びフランジ成形時に割れの起点となりやすく、伸びフランジ性が低いのが問題となる場合がある。
この低い伸びフランジ性を改善するために様々な検討がされてきた。例えば、特許文献１では、フェライトを母相組織とし、硬質相組織として焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを有する延性と伸びフランジ性に優れた引張強度５２８〜１４４５ＭＰａの鋼板に関する技術が開示されている。
また、特許文献２では、硬質相組織として焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを主体としつつ、所定のポリゴナルフェライトを有する延性と伸びフランジ性に優れた引張強度８１３〜１３９３ＭＰａの鋼板に関する技術が開示されている。
特許文献１、２に記載されているような従来の鋼板においても、延性や伸びフランジ性に一定の改善が見られるが、延性と伸びフランジ性とをさらに高い水準で両立した高強度冷延鋼板の開発が求められている。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであり、７５０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性および伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を得ることを目的とする。また、本発明は前記高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明において、「延性に優れる」とは、ＴＳと全伸び（Ｅｌ）の積（ＴＳ・Ｅｌ）が２００００（ＭＰａ×％）以上であることを意味するものとする。また、本発明において、「伸びフランジ性に優れる」とは、ＴＳと穴広げ率（λ）の積（ＴＳ・λ）が３００００（ＭＰａ×％）以上であることを意味するものとする。
発明者らは、７５０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性および伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を得るべく検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
（１）鋼スラブ加熱温度、仕上げ圧延出側温度、巻取温度、冷間圧延の圧下率、および、第１均熱温度までの加熱速度を制御することにより、焼入れマルテンサイトの円形度指数を制御することができる。
（２）フェライト＋オーステナイト二相域とする第１均熱温度、および、第１均熱温度から５００℃までの平均冷却速度を制御することにより、焼鈍後の組織中のフェライトの面積率を制御することができる。
（２）フェライト＋オーステナイト二相域とする第１均熱温度、および、第１均熱温度から５００℃までの平均冷却速度を制御することにより、焼鈍後の組織中のフェライトの面積率を制御することができる。
（３）前記冷却過程においてマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却し、その後、上部ベイナイト生成温度域まで昇温して均熱処理する過程で、冷却停止温度、冷却速度、および均熱温度を制御することにより、焼鈍後の組織中の焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率を制御することができる。
（４）上部ベイナイト生成温度域での均熱処理後、室温までの最終冷却過程において、２００℃までの冷却速度を制御することで、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率を制御することができる。
（５）各工程における製造条件を上記の特定の範囲に制御することにより、７５０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性および伸びフランジ性に優れる鋼板を得ることができる。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
１．成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０６０〜０．２５０％、
Ｓｉ：０．７０〜１．８０％、
Ｍｎ：１．００〜２．８０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．０１００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、面積率で、
フェライト：５０〜９０％、
焼入れマルテンサイト：１〜８％、
焼戻しマルテンサイト：３〜４０％、および
残留オーステナイト：６〜１５％、を含有し、
かつ、
焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径が２．５μｍ以下であり、
焼入れマルテンサイトの周囲長Ｄと面積Ｍを用いて４πＭ／Ｄ2として定義される円形度指数の平均値が０．５０以上であり、
焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆM+TMに対する焼入れマルテンサイトの面積率ｆMの比、ｆM／ｆM+TMが５０％以下である、
高強度冷延鋼板。
Ｃ ：０．０６０〜０．２５０％、
Ｓｉ：０．７０〜１．８０％、
Ｍｎ：１．００〜２．８０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．０１００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、面積率で、
フェライト：５０〜９０％、
焼入れマルテンサイト：１〜８％、
焼戻しマルテンサイト：３〜４０％、および
残留オーステナイト：６〜１５％、を含有し、
かつ、
焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径が２．５μｍ以下であり、
焼入れマルテンサイトの周囲長Ｄと面積Ｍを用いて４πＭ／Ｄ2として定義される円形度指数の平均値が０．５０以上であり、
焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆM+TMに対する焼入れマルテンサイトの面積率ｆMの比、ｆM／ｆM+TMが５０％以下である、
高強度冷延鋼板。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１００％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．１００％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、および
ＲＥＭ：０．０２００％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１に記載の高強度冷延鋼板。
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１００％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．１００％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、および
ＲＥＭ：０．０２００％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１に記載の高強度冷延鋼板。
３．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００〜１３００℃の鋼スラブ加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度８００〜９５０℃、巻取温度３００〜７００℃で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を３０％以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とし、
前記冷延鋼板を第１均熱温度がＴ１温度以上Ｔ２温度以下、５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度が５．０℃／ｓ未満の条件で加熱し、その後５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上で、１００〜２５０℃の冷却停止温度まで冷却する第１均熱処理を施し、
前記第１均熱処理後の冷延鋼板を３５０〜５００℃の第２均熱温度まで再加熱し、前記第２均熱温度で１０秒以上保持し、その後２００℃まで平均冷却速度：５０℃／ｓ以下で冷却し、次いで室温まで冷却する第２均熱処理を施す、高強度冷延鋼板の製造方法。
ただし、前記Ｔ１温度およびＴ２温度は、それぞれ下記（１）、（２）式で定義され、下記（１）、（２）式における［％Ｘ］は前記成分組成における成分元素Ｘの含有量（質量％）を表すものとする
Ｔ１温度（℃）＝７５１−２７×［％Ｃ］＋１８×［％Ｓｉ］−１２×［％Ｍｎ］−１６９×［％Ａｌ］−６×［％Ｔｉ］＋２４×［％Ｃｒ］−８９５×［％Ｂ］…（１）
Ｔ２温度（℃）＝９３７−４７７×［％Ｃ］＋５６×［％Ｓｉ］−２０×［％Ｍｎ］＋１９８×［％Ａｌ］＋１３６×［％Ｔｉ］−５×［％Ｃｒ］＋３３１５×［％Ｂ］…（２）
加熱された前記鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度８００〜９５０℃、巻取温度３００〜７００℃で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を３０％以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とし、
前記冷延鋼板を第１均熱温度がＴ１温度以上Ｔ２温度以下、５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度が５．０℃／ｓ未満の条件で加熱し、その後５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上で、１００〜２５０℃の冷却停止温度まで冷却する第１均熱処理を施し、
前記第１均熱処理後の冷延鋼板を３５０〜５００℃の第２均熱温度まで再加熱し、前記第２均熱温度で１０秒以上保持し、その後２００℃まで平均冷却速度：５０℃／ｓ以下で冷却し、次いで室温まで冷却する第２均熱処理を施す、高強度冷延鋼板の製造方法。
ただし、前記Ｔ１温度およびＴ２温度は、それぞれ下記（１）、（２）式で定義され、下記（１）、（２）式における［％Ｘ］は前記成分組成における成分元素Ｘの含有量（質量％）を表すものとする
Ｔ１温度（℃）＝７５１−２７×［％Ｃ］＋１８×［％Ｓｉ］−１２×［％Ｍｎ］−１６９×［％Ａｌ］−６×［％Ｔｉ］＋２４×［％Ｃｒ］−８９５×［％Ｂ］…（１）
Ｔ２温度（℃）＝９３７−４７７×［％Ｃ］＋５６×［％Ｓｉ］−２０×［％Ｍｎ］＋１９８×［％Ａｌ］＋１３６×［％Ｔｉ］−５×［％Ｃｒ］＋３３１５×［％Ｂ］…（２）
本発明によれば、７５０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性および伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度鋼板は、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。
［成分組成］
本発明においては、高強度冷延鋼板および前記高強度冷延鋼板の製造に用いる鋼スラブが、上記成分組成を有する必要がある。そこで、まず、本発明における成分組成の限定理由について説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
本発明においては、高強度冷延鋼板および前記高強度冷延鋼板の製造に用いる鋼スラブが、上記成分組成を有する必要がある。そこで、まず、本発明における成分組成の限定理由について説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０６０〜０．２５０％
Ｃは、鋼の基本成分の１つである。Ｃは、本発明の高強度冷延鋼板における硬質相、すなわち、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、および焼入れマルテンサイトの形成にも寄与し、特に、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率に影響する。最終的に得られる高強度冷延鋼板の強度等の機械的特性は、焼入れマルテンサイトの面積率、形状、および平均サイズによって大きく左右されるため、Ｃ含有量の制御は重要である。Ｃの含有量が０．０６０％未満では、必要な焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトの面積率を確保できず、鋼板の強度を確保することが難しい。そのため、Ｃ含有量は、０．０６０％以上、好ましくは、０．０７０％以上、より好ましくは０．０８０％以上とする。一方、Ｃの含有量が０．２５０％を超えると焼戻しマルテンサイトの分率が減少するため、延性と伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．２５０％以下、好ましくは０．２２０％以下、より好ましくは０．２００％以下とする。
Ｃは、鋼の基本成分の１つである。Ｃは、本発明の高強度冷延鋼板における硬質相、すなわち、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、および焼入れマルテンサイトの形成にも寄与し、特に、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率に影響する。最終的に得られる高強度冷延鋼板の強度等の機械的特性は、焼入れマルテンサイトの面積率、形状、および平均サイズによって大きく左右されるため、Ｃ含有量の制御は重要である。Ｃの含有量が０．０６０％未満では、必要な焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトの面積率を確保できず、鋼板の強度を確保することが難しい。そのため、Ｃ含有量は、０．０６０％以上、好ましくは、０．０７０％以上、より好ましくは０．０８０％以上とする。一方、Ｃの含有量が０．２５０％を超えると焼戻しマルテンサイトの分率が減少するため、延性と伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．２５０％以下、好ましくは０．２２０％以下、より好ましくは０．２００％以下とする。
Ｓｉ：０．７０〜１．８０％
Ｓｉはベイナイト変態時に炭化物生成を抑制することで、残留オーステナイトの形成し、延性向上に寄与する重要な元素である。必要な面積率の残留オーステナイトを形成するためには、Ｓｉの含有量を０．７０％以上とする必要がある。そのため、Ｓｉ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．００％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．８０％を越えると、ベイナイト変態時に生成するオーステナイト量が増加、すなわち、打抜き加工時にマルテンサイト変態する残留オーステナイト量が増加し、穴広げ試験時の亀裂の起点が増加することから、伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は１．８０％以下、好ましくは１．６０％以下、より好ましくは１．５０％以下とする。
Ｓｉはベイナイト変態時に炭化物生成を抑制することで、残留オーステナイトの形成し、延性向上に寄与する重要な元素である。必要な面積率の残留オーステナイトを形成するためには、Ｓｉの含有量を０．７０％以上とする必要がある。そのため、Ｓｉ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．００％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．８０％を越えると、ベイナイト変態時に生成するオーステナイト量が増加、すなわち、打抜き加工時にマルテンサイト変態する残留オーステナイト量が増加し、穴広げ試験時の亀裂の起点が増加することから、伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は１．８０％以下、好ましくは１．６０％以下、より好ましくは１．５０％以下とする。
Ｍｎ：１．００〜２．８０％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、硬質相の面積率制御に寄与するため、強度確保に重要な元素である。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする必要がある。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％以上、好ましくは１．３０％以上、より好ましくは１．５０％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、焼入れマルテンサイトの面積率が過剰に増加し、引張強さが上昇する一方、伸びフランジ性が低下することから、Ｍｎ含有量は２．８０％以下とする必要がある。そのため、Ｍｎ含有量は２．８０％以下、好ましくは２．７０％以下、より好ましくは２．６０％以下とする。
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、硬質相の面積率制御に寄与するため、強度確保に重要な元素である。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする必要がある。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％以上、好ましくは１．３０％以上、より好ましくは１．５０％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、焼入れマルテンサイトの面積率が過剰に増加し、引張強さが上昇する一方、伸びフランジ性が低下することから、Ｍｎ含有量は２．８０％以下とする必要がある。そのため、Ｍｎ含有量は２．８０％以下、好ましくは２．７０％以下、より好ましくは２．６０％以下とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐ含有量が０．１００％を超えると、フェライト粒界またはフェライトと焼入れマルテンサイトの相界面に偏析して、粒界を脆化させるため、局部伸びが低下し、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下とする。一方、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化の作用を有しているため、鋼板の強度を上昇させるという観点からは、Ｐの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐ含有量が０．１００％を超えると、フェライト粒界またはフェライトと焼入れマルテンサイトの相界面に偏析して、粒界を脆化させるため、局部伸びが低下し、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下とする。一方、Ｐの含有量の下限は特に規定しないが、Ｐは固溶強化の作用を有しているため、鋼板の強度を上昇させるという観点からは、Ｐの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物として存在して局部変形能を低下させ、延性および伸びフランジ性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００５０％以下とする。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００１％以上とすることがより好ましい。
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物として存在して局部変形能を低下させ、延性および伸びフランジ性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００５０％以下とする。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００１％以上とすることがより好ましい。
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
Ａｌは炭化物生成を抑制することで、残留オーステナイトの形成に寄与する元素である。この効果を得るには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上にする必要がある。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上、好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、ベイナイト変態時に生成するオーステナイト量が増加、すなわち、打抜き加工時にマルテンサイト変態する残留オーステナイト量が増加し、穴広げ試験時の亀裂の起点が増加することから、伸びフランジ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下、好ましくは０．０７０％以下とする。
Ａｌは炭化物生成を抑制することで、残留オーステナイトの形成に寄与する元素である。この効果を得るには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上にする必要がある。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上、好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、ベイナイト変態時に生成するオーステナイト量が増加、すなわち、打抜き加工時にマルテンサイト変態する残留オーステナイト量が増加し、穴広げ試験時の亀裂の起点が増加することから、伸びフランジ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下、好ましくは０．０７０％以下とする。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性と伸びフランジ性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下とする。一方、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｎは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性と伸びフランジ性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下、好ましくは０．００７０％以下とする。一方、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、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、以上の成分に加え、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。すなわち、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 ：０．０６０〜０．２５０％、
Ｓｉ：０．７０〜１．８０％、
Ｍｎ：１．００〜２．８０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．０１００％以下、および
残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。
Ｃ ：０．０６０〜０．２５０％、
Ｓｉ：０．７０〜１．８０％、
Ｍｎ：１．００〜２．８０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．０１００％以下、および
残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。
また、本発明の他の実施形態における高強度冷延鋼板においては、上記成分組成は、上記元素に加え、以下の元素群より選択される１または２以上をさらに含有することもできる。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼鈍後の冷却中のフェライト生成を抑制することで、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトを適正な分率に制御するのに有効な元素である。しかし、Ｍｏを過剰に含有すると、介在物が増加し延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼鈍後の冷却中のフェライト生成を抑制することで、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトを適正な分率に制御するのに有効な元素である。しかし、Ｍｏを過剰に含有すると、介在物が増加し延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．１００％以下
Ｔｉは、時効劣化を引き起こすＣ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。また、Ｔｉを添加することで、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、焼鈍中に加工組織から均一微細なオーステナイトを核生成させることができることから、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径、および、焼入れマルテンサイトの円形度指数を適正に制御し、伸びフランジ性を向上することが可能である。しかし、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．１００％以下、好ましくは０．０５０％以下とする。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｔｉの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
Ｔｉは、時効劣化を引き起こすＣ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。また、Ｔｉを添加することで、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、焼鈍中に加工組織から均一微細なオーステナイトを核生成させることができることから、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径、および、焼入れマルテンサイトの円形度指数を適正に制御し、伸びフランジ性を向上することが可能である。しかし、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．１００％以下、好ましくは０．０５０％以下とする。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｔｉの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、時効劣化を引き起こすＣ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。また、Ｎｂを添加することで、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、焼鈍中に加工組織から均一微細なオーステナイトを核生成させることができることから、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径、および、焼入れマルテンサイトの円形度指数を適正に制御し、伸びフランジ性を向上することが可能である。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎｂは、時効劣化を引き起こすＣ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。また、Ｎｂを添加することで、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、焼鈍中に加工組織から均一微細なオーステナイトを核生成させることができることから、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径、および、焼入れマルテンサイトの円形度指数を適正に制御し、伸びフランジ性を向上することが可能である。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．１００％以下
Ｖは、時効劣化を引き起こすＣ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。また、Ｖを添加することで、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、焼鈍中に加工組織から均一微細なオーステナイトを核生成させることができることから、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径、および、焼入れマルテンサイトの円形度指数を適正に制御し、伸びフランジ性を向上することが可能である。しかし、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は、０．１００％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、Ｖの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｖは、時効劣化を引き起こすＣ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。また、Ｖを添加することで、連続焼鈍時の昇温過程での再結晶温度が上昇し、焼鈍中に加工組織から均一微細なオーステナイトを核生成させることができることから、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径、および、焼入れマルテンサイトの円形度指数を適正に制御し、伸びフランジ性を向上することが可能である。しかし、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は、０．１００％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、Ｖの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、焼入れ性を向上させ、硬質相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｂは、焼入れ性を向上させ、硬質相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、固溶強化しつつ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｒの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは、固溶強化しつつ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｒの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、固溶強化しつつ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは、固溶強化しつつ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは固溶強化しつつ、焼入れ性を向上させ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、介在物等の増加による表面や内部の欠陥で延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは固溶強化しつつ、焼入れ性を向上させ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、介在物等の増加による表面や内部の欠陥で延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ａｓ：０．５００％以下
Ａｓは、耐食性の向上に寄与する元素である。しかし、Ａｓ含有量が０．５００％を超えると、介在物等の増加による表面や内部の欠陥で延性が低下する。そのため、Ａｓを添加する場合、Ａｓ含有量は０．５００％以下とする。一方、Ａｓ含有量の下限は特に限定されないが、Ａｓの添加効果を十分に得るという観点からは、Ａｓ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ａｓは、耐食性の向上に寄与する元素である。しかし、Ａｓ含有量が０．５００％を超えると、介在物等の増加による表面や内部の欠陥で延性が低下する。そのため、Ａｓを添加する場合、Ａｓ含有量は０．５００％以下とする。一方、Ａｓ含有量の下限は特に限定されないが、Ａｓの添加効果を十分に得るという観点からは、Ａｓ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．１００％以下
Ｓｂは、鋼板表面に濃化し、鋼板表面の窒化や酸化による脱炭を抑制して表層のＣ量の低下を抑制することで、硬質相の生成を促進して高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｓｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｓｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂは、鋼板表面に濃化し、鋼板表面の窒化や酸化による脱炭を抑制して表層のＣ量の低下を抑制することで、硬質相の生成を促進して高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｓｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ｓｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｓｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎ：０．１００％以下
Ｓｎは、鋼板表面に濃化し、鋼板表面の窒化や酸化による脱炭を抑制して表層のＣ量の低下を抑制することで、硬質相の生成を促進して高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｓｎ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのためＳｎを添加する場合、Ｓｎ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ｓｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｎの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｓｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎは、鋼板表面に濃化し、鋼板表面の窒化や酸化による脱炭を抑制して表層のＣ量の低下を抑制することで、硬質相の生成を促進して高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｓｎ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのためＳｎを添加する場合、Ｓｎ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ｓｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｓｎの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｓｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、Ｃ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。さらに、Ｎｂ炭窒化物に一部固溶し、析出物の粗大化を抑制し、局部延性の向上に寄与する。しかし、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｔａを添加する場合、Ｔａ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ｔａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｔａの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｔａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、Ｃ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。さらに、Ｎｂ炭窒化物に一部固溶し、析出物の粗大化を抑制し、局部延性の向上に寄与する。しかし、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｔａを添加する場合、Ｔａ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ｔａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｔａの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｔａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃａの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａは、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃａの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｇの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｇは、Ｃａと同様に、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｇの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｎ：０．０２０％以下
Ｚｎは、ＣａやＭｇと同様に、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｚｎ含有量が０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｚｎを添加する場合、Ｚｎ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｚｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｚｎの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｚｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｎは、ＣａやＭｇと同様に、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｚｎ含有量が０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｚｎを添加する場合、Ｚｎ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｚｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｚｎの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｚｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｏ：０．０２０％以下
Ｃｏは、Ｚｎと同様に、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｃｏ含有量が０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｃｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｏの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｃｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｏは、Ｚｎと同様に、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｃｏ含有量が０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｃｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｏの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｃｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．０２０％以下
Ｚｒは、ＺｎやＣｏと同様に、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｚｒ含有量が０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｚｒの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｚｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒは、ＺｎやＣｏと同様に、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、Ｚｒ含有量が０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下とする。一方、Ｚｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｚｒの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｚｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０２００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．０２００％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、ＲＥＭの添加効果を十分に得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物を球状化して鋼板の極限変形能の向上に寄与する。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板の極限変形能を低下させることから、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．０２００％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、ＲＥＭの添加効果を十分に得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
すなわち、本発明の他の実施形態における高強度冷延鋼板は、質量％で、
Ｃ ：０．０６０〜０．２５０％、
Ｓｉ：０．７０〜１．８０％、
Ｍｎ：１．００〜２．８０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．０１００％以下、
任意に、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１００％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．１００％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、および
ＲＥＭ：０．０２００％以下からなる群より選択される１または２以上、ならびに
残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。
Ｃ ：０．０６０〜０．２５０％、
Ｓｉ：０．７０〜１．８０％、
Ｍｎ：１．００〜２．８０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．０１００％以下、
任意に、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１００％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．１００％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、および
ＲＥＭ：０．０２００％以下からなる群より選択される１または２以上、ならびに
残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することができる。
［ミクロ組織］
次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織を上記のように限定する理由について説明する。なお、以下のミクロ組織の説明における「％」は、特に断らない限り面積率を指すものとする。
次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織を上記のように限定する理由について説明する。なお、以下のミクロ組織の説明における「％」は、特に断らない限り面積率を指すものとする。
フェライト：５０〜９０％
フェライトの面積率が５０％未満では、軟質なフェライトが少ないため伸びが低下する。そのため、フェライトの面積率は５０％以上、好ましくは５５％以上とする。一方、フェライトの面積率が９０％を超えると、フェライト相から吐き出されたＣが硬質相に過剰に濃縮しているため、焼戻しマルテンサイトの生成が困難になる。その結果、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増加し、その結果、伸びフランジ性が低下する。そのため、フェライトの面積率は９０％以下好ましくは８５％以下とする。なお、本発明においては、ベイニティックフェライトも上記フェライトに含めるものとする。
フェライトの面積率が５０％未満では、軟質なフェライトが少ないため伸びが低下する。そのため、フェライトの面積率は５０％以上、好ましくは５５％以上とする。一方、フェライトの面積率が９０％を超えると、フェライト相から吐き出されたＣが硬質相に過剰に濃縮しているため、焼戻しマルテンサイトの生成が困難になる。その結果、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増加し、その結果、伸びフランジ性が低下する。そのため、フェライトの面積率は９０％以下好ましくは８５％以下とする。なお、本発明においては、ベイニティックフェライトも上記フェライトに含めるものとする。
焼入れマルテンサイト：１〜８％
焼入れマルテンサイトの面積率が１％未満では、硬質相に占める焼戻しマルテンサイトの面積率が増大する。そのため、焼入れマルテンサイトの面積率は１％以上、好ましくは２％以上とする。一方、焼入れマルテンサイトの面積率が８％を超えると、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増加し、伸びフランジ性が低下する。そのため、焼入れマルテンサイトの面積率は８％以下、好ましくは６％以下とする。
焼入れマルテンサイトの面積率が１％未満では、硬質相に占める焼戻しマルテンサイトの面積率が増大する。そのため、焼入れマルテンサイトの面積率は１％以上、好ましくは２％以上とする。一方、焼入れマルテンサイトの面積率が８％を超えると、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増加し、伸びフランジ性が低下する。そのため、焼入れマルテンサイトの面積率は８％以下、好ましくは６％以下とする。
焼戻しマルテンサイト：３〜４０％
良好な伸びフランジ性を確保するためには、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼戻しマルテンサイトの面積率の比を一定以上とすることが必要である。そのため、焼戻しマルテンサイトの面積率は３％以上、好ましくは６％以上とする。一方、焼戻しマルテンサイトの面積率が４０％を超えると、フェライトの面積率が減少し、ＴＳが低下する。そのため、焼戻しマルテンサイトの面積率は４０％以下、好ましくは３５％以下とする。
良好な伸びフランジ性を確保するためには、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼戻しマルテンサイトの面積率の比を一定以上とすることが必要である。そのため、焼戻しマルテンサイトの面積率は３％以上、好ましくは６％以上とする。一方、焼戻しマルテンサイトの面積率が４０％を超えると、フェライトの面積率が減少し、ＴＳが低下する。そのため、焼戻しマルテンサイトの面積率は４０％以下、好ましくは３５％以下とする。
なお、焼戻しマルテンサイトは、転位など高密度格子欠陥を有する微細なフェライト基地中に炭化物が析出している形態であり、ベイナイトと類似しているため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは区別できない。そのため、本発明においては、ベイナイトも焼戻しマルテンサイトに含めるものとする。
残留オーステナイト：６〜１５％
残留オーステナイトの面積率が６％未満では伸びが低下する。そのため、良好な伸びを確保するために、残留オーステナイトの面積率を６％以上、好ましくは８％以上とする。一方、残留オーステナイトの面積率が１５％を超えると、打抜き加工時にマルテンサイト変態する残留オーステナイト量が増加し、穴広げ試験時の亀裂の起点が増加することから、伸びフランジ性が低下する。そのため、残留オーステナイトの面積率は１５％以下、好ましくは１３％以下とする。
残留オーステナイトの面積率が６％未満では伸びが低下する。そのため、良好な伸びを確保するために、残留オーステナイトの面積率を６％以上、好ましくは８％以上とする。一方、残留オーステナイトの面積率が１５％を超えると、打抜き加工時にマルテンサイト変態する残留オーステナイト量が増加し、穴広げ試験時の亀裂の起点が増加することから、伸びフランジ性が低下する。そのため、残留オーステナイトの面積率は１５％以下、好ましくは１３％以下とする。
上記ミクロ組織は、面積率で、
フェライト：５０〜９０％、
焼入れマルテンサイト：１〜８％、
焼戻しマルテンサイト：３〜４０％、および
残留オーステナイト：６〜１５％、からなることが好ましい。
フェライト：５０〜９０％、
焼入れマルテンサイト：１〜８％、
焼戻しマルテンサイト：３〜４０％、および
残留オーステナイト：６〜１５％、からなることが好ましい。
焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径：２．５μｍ以下
焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径が２．５μｍを超えると、打抜き穴広げ加工の際の亀裂の起点となりやすく、伸びフランジ性を低下させる。そのため、前記平均結晶粒径を２．５μｍ以下、好ましくは２．０μｍ以下とする。一方、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径の下限は特に限定しない。しかし、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径が０．４μｍ以上であれば、硬質相に占める焼戻しマルテンサイトの面積率の増大を抑制することができる。そのため、ＴＳをさらに向上させるという観点からは、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径は０．４μｍ以上とすることが好ましく、０．６μｍ以上とすることがより好ましい。
焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径が２．５μｍを超えると、打抜き穴広げ加工の際の亀裂の起点となりやすく、伸びフランジ性を低下させる。そのため、前記平均結晶粒径を２．５μｍ以下、好ましくは２．０μｍ以下とする。一方、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径の下限は特に限定しない。しかし、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径が０．４μｍ以上であれば、硬質相に占める焼戻しマルテンサイトの面積率の増大を抑制することができる。そのため、ＴＳをさらに向上させるという観点からは、焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径は０．４μｍ以上とすることが好ましく、０．６μｍ以上とすることがより好ましい。
焼入れマルテンサイトの円形度指数の平均値：０．５０以上
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼入れマルテンサイトの周囲長Ｄと面積Ｍを用いて４πＭ／Ｄ2として定義される円形度指数の平均値（以下、単に「焼入れマルテンサイトの円形度指数」と称す）を０．５０以上とする。前記円形度指数は、焼入れマルテンサイト粒の形状を表す指標であり、伸びフランジ性との間に密接な関係がある。円形度指数は０超から１までの値をとり、粒子の形状が円に近ければ、円形度指数は最大値である１に近づき、反対に粒子が入り組んだ複雑な形状になるほど円形度指数は小さくなり０に近づく。この焼入れマルテンサイトの円形度指数が０．５を下回ると、複雑な形状を有する焼入れマルテンサイトが存在し、打抜き時に導入されるひずみが焼入れマルテンサイトに対して不均一に分散し、ボイドが発生しやすくなる。その結果、伸びフランジ性が低下することから、円形度指数は０．５０以上、好ましくは０．５５以上、より好ましくは０．６０以上とする。一方、円形度指数は高ければ高いほど（１に近いほど）好ましいため、その上限は限定されない。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼入れマルテンサイトの周囲長Ｄと面積Ｍを用いて４πＭ／Ｄ2として定義される円形度指数の平均値（以下、単に「焼入れマルテンサイトの円形度指数」と称す）を０．５０以上とする。前記円形度指数は、焼入れマルテンサイト粒の形状を表す指標であり、伸びフランジ性との間に密接な関係がある。円形度指数は０超から１までの値をとり、粒子の形状が円に近ければ、円形度指数は最大値である１に近づき、反対に粒子が入り組んだ複雑な形状になるほど円形度指数は小さくなり０に近づく。この焼入れマルテンサイトの円形度指数が０．５を下回ると、複雑な形状を有する焼入れマルテンサイトが存在し、打抜き時に導入されるひずみが焼入れマルテンサイトに対して不均一に分散し、ボイドが発生しやすくなる。その結果、伸びフランジ性が低下することから、円形度指数は０．５０以上、好ましくは０．５５以上、より好ましくは０．６０以上とする。一方、円形度指数は高ければ高いほど（１に近いほど）好ましいため、その上限は限定されない。
焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆM+TMに対する焼入れマルテンサイトの面積率ｆMの比、ｆM／ｆM+TM：５０％以下
高強度で高い伸びフランジ性を有する鋼板を得るためには、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率を制御する必要がある。具体的には、ｆM／ｆM+TMを減少させる、すなわち、焼入れマルテンサイトの分率を減少させる必要がある。ここで、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆM+TMに対する焼入れマルテンサイトの面積率ｆMの比、ｆM／ｆM+TMは、伸びフランジ性と密接な関係があり、ｆM／ｆM+TMが５０％より高い場合、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増大するため、伸びフランジ性が低下する。そのため、ｆM／ｆM+TMを５０％以下、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下とする。上記条件を満たすことは、本発明において極めて重要である。
高強度で高い伸びフランジ性を有する鋼板を得るためには、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率を制御する必要がある。具体的には、ｆM／ｆM+TMを減少させる、すなわち、焼入れマルテンサイトの分率を減少させる必要がある。ここで、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆM+TMに対する焼入れマルテンサイトの面積率ｆMの比、ｆM／ｆM+TMは、伸びフランジ性と密接な関係があり、ｆM／ｆM+TMが５０％より高い場合、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増大するため、伸びフランジ性が低下する。そのため、ｆM／ｆM+TMを５０％以下、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下とする。上記条件を満たすことは、本発明において極めて重要である。
［板厚］
本発明における高強度冷延鋼板の板厚は特に限定されないが、標準的な薄板の板厚である０．８〜２．０ｍｍとすることが好ましい。
本発明における高強度冷延鋼板の板厚は特に限定されないが、標準的な薄板の板厚である０．８〜２．０ｍｍとすることが好ましい。
［製造方法］
次に、本発明の高強度冷延鋼板を製造する方法について説明する。
次に、本発明の高強度冷延鋼板を製造する方法について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに対して、以下の処理を順次施すことによって製造することができる。
（１）１１００〜１３００℃の鋼スラブ加熱温度へ加熱
（２）熱間圧延
（２−１）８００〜９５０℃の仕上げ圧延出側温度で圧延
（２−２）３００〜７００℃の巻取温度で巻き取り
（３）冷間圧延
（４）第１均熱処理
（４−１）Ｔ１温度以上Ｔ２温度以下の第１均熱温度へ加熱
（４−２）５００℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上で、１００〜２５０℃の冷却停止温度まで冷却
（５）第２均熱処理
（５−１）３５０〜５００℃の第２均熱温度へ再加熱
（５−２）１０秒以上保持
（５−３）２００℃まで平均冷却速度：５０℃／ｓ以下で冷却
（５−４）室温までの冷却
（１）１１００〜１３００℃の鋼スラブ加熱温度へ加熱
（２）熱間圧延
（２−１）８００〜９５０℃の仕上げ圧延出側温度で圧延
（２−２）３００〜７００℃の巻取温度で巻き取り
（３）冷間圧延
（４）第１均熱処理
（４−１）Ｔ１温度以上Ｔ２温度以下の第１均熱温度へ加熱
（４−２）５００℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上で、１００〜２５０℃の冷却停止温度まで冷却
（５）第２均熱処理
（５−１）３５０〜５００℃の第２均熱温度へ再加熱
（５−２）１０秒以上保持
（５−３）２００℃まで平均冷却速度：５０℃／ｓ以下で冷却
（５−４）室温までの冷却
以下、上記各工程における条件の限定理由について説明する。
［鋼スラブ］
本発明においては、上記成分組成を有する鋼スラブを素材として使用する。前記鋼スラブとしては、特に限定されることなく、任意の方法で製造したものを用いることができる。例えば、上記した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。
本発明においては、上記成分組成を有する鋼スラブを素材として使用する。前記鋼スラブとしては、特に限定されることなく、任意の方法で製造したものを用いることができる。例えば、上記した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。
［加熱］
鋼スラブ加熱温度：１１００〜１３００℃
熱間圧延に先立って、上記鋼スラブを鋼スラブ加熱温度まで加熱する。この鋼スラブ加熱温度は、延性および伸びフランジ性に影響を及ぼす因子である。鋼スラブ加熱温度が１１００℃未満では、粗大な析出物が生成してしまい、延性および伸びフランジ性が低下する。また、最終的に得られる鋼板の組織が圧延方向に伸長した組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、鋼スラブ加熱温度は１１００℃以上とする。一方、鋼スラブ加熱温度が１３００℃を超えると酸化量の増加によるスケールロスが増大する。そのため、鋼スラブ加熱温度は１３００℃以下とする。
鋼スラブ加熱温度：１１００〜１３００℃
熱間圧延に先立って、上記鋼スラブを鋼スラブ加熱温度まで加熱する。この鋼スラブ加熱温度は、延性および伸びフランジ性に影響を及ぼす因子である。鋼スラブ加熱温度が１１００℃未満では、粗大な析出物が生成してしまい、延性および伸びフランジ性が低下する。また、最終的に得られる鋼板の組織が圧延方向に伸長した組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、鋼スラブ加熱温度は１１００℃以上とする。一方、鋼スラブ加熱温度が１３００℃を超えると酸化量の増加によるスケールロスが増大する。そのため、鋼スラブ加熱温度は１３００℃以下とする。
なお、上記加熱工程においては、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
［熱間圧延］
次いで、加熱された前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延工程は、圧延と、圧延された鋼板の巻取りを含む。
次いで、加熱された前記鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延工程は、圧延と、圧延された鋼板の巻取りを含む。
仕上げ圧延出側温度：８００〜９５０℃
この熱間圧延工程では、鋼板内の組織を均一にし、材質の異方性を低減するため、オーステナイト単相域にて圧延を終了する必要がある。仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では、最終的に得られる鋼板の組織が圧延方向に伸長した組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、仕上げ圧延出側温度は８００℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃を超えると熱延鋼板の鋼組織に含まれるフェライトの結晶粒径が粗大になり、焼鈍中におけるオーステナイトの核生成サイトが減少、つまり、焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の減少するため、強度が低下する。そのため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とする。
この熱間圧延工程では、鋼板内の組織を均一にし、材質の異方性を低減するため、オーステナイト単相域にて圧延を終了する必要がある。仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では、最終的に得られる鋼板の組織が圧延方向に伸長した組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、仕上げ圧延出側温度は８００℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃を超えると熱延鋼板の鋼組織に含まれるフェライトの結晶粒径が粗大になり、焼鈍中におけるオーステナイトの核生成サイトが減少、つまり、焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の減少するため、強度が低下する。そのため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とする。
なお、上記圧延は、常法に従って、粗圧延と仕上げ圧延とからなるものとすることができる。鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低めにした場合等において、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
巻取温度：３００〜７００℃
次いで、上記仕上げ圧延後の鋼板をコイル状に巻取る。その際、巻取温度が７００℃を超えると、熱延鋼板の鋼組織に含まれるフェライトの結晶粒径が粗大になり、焼鈍中におけるオーステナイトの核生成サイトが減少、つまり、焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率が減少するため、焼鈍後に所望の強度を確保することが困難となる。そのため、巻取温度は７００℃以下とする。一方、巻取温度が３００℃未満では、熱延鋼板の強度が上昇し、後続の冷間圧延工程における圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、マルテンサイトを主体とする硬質な熱延鋼板に冷間圧延を施すと、マルテンサイトの旧オーステナイト粒界に沿った微小な内部割れ（脆性割れ）が生じやすく、焼鈍板の延性および伸びフランジ性が低下する。さらに、最終的に得られる鋼板の組織が圧延方向に伸長した組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、巻取温度は３００℃以上とする。
次いで、上記仕上げ圧延後の鋼板をコイル状に巻取る。その際、巻取温度が７００℃を超えると、熱延鋼板の鋼組織に含まれるフェライトの結晶粒径が粗大になり、焼鈍中におけるオーステナイトの核生成サイトが減少、つまり、焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率が減少するため、焼鈍後に所望の強度を確保することが困難となる。そのため、巻取温度は７００℃以下とする。一方、巻取温度が３００℃未満では、熱延鋼板の強度が上昇し、後続の冷間圧延工程における圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、マルテンサイトを主体とする硬質な熱延鋼板に冷間圧延を施すと、マルテンサイトの旧オーステナイト粒界に沿った微小な内部割れ（脆性割れ）が生じやすく、焼鈍板の延性および伸びフランジ性が低下する。さらに、最終的に得られる鋼板の組織が圧延方向に伸長した組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、巻取温度は３００℃以上とする。
［脱スケール］
上記巻取り後の熱延鋼板は、巻き戻して後述する冷間圧延工程に供されるが、冷間圧延工程に先だって、脱スケール処理を行うことが好ましい。前記脱スケール処理により、鋼板表層のスケールを除去することができる。前記脱スケール処理としては、酸洗や研削など任意の方法を用いることができるが、酸洗を用いることが好ましい。酸洗条件に特別な制限はなく、常法に従って実施すればよい。
上記巻取り後の熱延鋼板は、巻き戻して後述する冷間圧延工程に供されるが、冷間圧延工程に先だって、脱スケール処理を行うことが好ましい。前記脱スケール処理により、鋼板表層のスケールを除去することができる。前記脱スケール処理としては、酸洗や研削など任意の方法を用いることができるが、酸洗を用いることが好ましい。酸洗条件に特別な制限はなく、常法に従って実施すればよい。
［冷間圧延］
次に、上記熱延鋼板に脱スケール処理を施した鋼板を、冷間圧延し、冷延鋼板を得る。
次に、上記熱延鋼板に脱スケール処理を施した鋼板を、冷間圧延し、冷延鋼板を得る。
冷間圧延時の圧下率：３０％以上
冷間圧延時の圧下率が３０％に満たない場合には、引き続く焼鈍時において、オーステナイトへの逆変態の核となる粒界や転位の単位体積あたりの総数が減少し、オーステナイトが均一に核生成しなくなる。その結果、最終的に得られる鋼板の組織が伸長組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、冷間圧延時の圧下率は３０％以上、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上とする。なお、圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については、とくに限定されることなく本発明の効果を得ることができる。また、上記圧下率の上限に特に限定はないが、工業上、前記圧下率を８０％以下とすることが好ましい。
冷間圧延時の圧下率が３０％に満たない場合には、引き続く焼鈍時において、オーステナイトへの逆変態の核となる粒界や転位の単位体積あたりの総数が減少し、オーステナイトが均一に核生成しなくなる。その結果、最終的に得られる鋼板の組織が伸長組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、冷間圧延時の圧下率は３０％以上、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上とする。なお、圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については、とくに限定されることなく本発明の効果を得ることができる。また、上記圧下率の上限に特に限定はないが、工業上、前記圧下率を８０％以下とすることが好ましい。
［第１均熱処理］
次いで、上記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に第１均熱処理を施す。前記第１均熱処理は、第１均熱温度への加熱と、冷却停止温度までの冷却とを含む。
次いで、上記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に第１均熱処理を施す。前記第１均熱処理は、第１均熱温度への加熱と、冷却停止温度までの冷却とを含む。
５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度：５．０℃／ｓ未満
第１均熱処理における５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度を５．０℃／ｓ未満とすることで、加熱昇温時にフェライトの再結晶が促進され、等軸の組織を得ることが可能となる。その結果、最終的に得られる鋼板の組織が等軸組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が増大し、伸びフランジ性が向上する。第１均熱処理における５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度が５．０℃／ｓ以上では、加熱昇温時にフェライトの再結晶が抑制され、最終的に得られる鋼板の組織が伸長組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度は５．０℃／ｓ未満、好ましくは４．５℃／ｓ未満とする。一方、５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度の下限は特に規定しないが、強度および伸びフランジ性をさらに向上させるという観点からは、０．５℃／ｓ以上であることが好ましい。好ましくは１．０℃／ｓ以上とする。
第１均熱処理における５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度を５．０℃／ｓ未満とすることで、加熱昇温時にフェライトの再結晶が促進され、等軸の組織を得ることが可能となる。その結果、最終的に得られる鋼板の組織が等軸組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が増大し、伸びフランジ性が向上する。第１均熱処理における５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度が５．０℃／ｓ以上では、加熱昇温時にフェライトの再結晶が抑制され、最終的に得られる鋼板の組織が伸長組織になるため、焼入れマルテンサイトの円形度指数が低下し、伸びフランジ性が低下する。そのため、５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度は５．０℃／ｓ未満、好ましくは４．５℃／ｓ未満とする。一方、５００℃〜Ａｃ1変態点までの平均加熱速度の下限は特に規定しないが、強度および伸びフランジ性をさらに向上させるという観点からは、０．５℃／ｓ以上であることが好ましい。好ましくは１．０℃／ｓ以上とする。
第１均熱温度：Ｔ１温度以上Ｔ２温度以下
まず、上記冷延鋼板を、Ｔ１温度以上Ｔ２温度以下の第１均熱温度まで加熱する。ここで、前記Ｔ１温度およびＴ２温度は、それぞれ下記（１）、（２）式によって定義される。下記（１）、（２）式における［％Ｘ］は前記成分組成における成分元素Ｘの含有量（質量％）を表すものとする。
Ｔ１温度（℃）＝７５１−２７×［％Ｃ］＋１８×［％Ｓｉ］−１２×［％Ｍｎ］−１６９×［％Ａｌ］−６×［％Ｔｉ］＋２４×［％Ｃｒ］−８９５×［％Ｂ］…（１）
Ｔ２温度（℃）＝９３７−４７７×［％Ｃ］＋５６×［％Ｓｉ］−２０×［％Ｍｎ］＋１９８×［％Ａｌ］＋１３６×［％Ｔｉ］−５×［％Ｃｒ］＋３３１５×［％Ｂ］…（２）
まず、上記冷延鋼板を、Ｔ１温度以上Ｔ２温度以下の第１均熱温度まで加熱する。ここで、前記Ｔ１温度およびＴ２温度は、それぞれ下記（１）、（２）式によって定義される。下記（１）、（２）式における［％Ｘ］は前記成分組成における成分元素Ｘの含有量（質量％）を表すものとする。
Ｔ１温度（℃）＝７５１−２７×［％Ｃ］＋１８×［％Ｓｉ］−１２×［％Ｍｎ］−１６９×［％Ａｌ］−６×［％Ｔｉ］＋２４×［％Ｃｒ］−８９５×［％Ｂ］…（１）
Ｔ２温度（℃）＝９３７−４７７×［％Ｃ］＋５６×［％Ｓｉ］−２０×［％Ｍｎ］＋１９８×［％Ａｌ］＋１３６×［％Ｔｉ］−５×［％Ｃｒ］＋３３１５×［％Ｂ］…（２）
上記（１）式で規定されたＴ１温度は、フェライトからオーステナイトへの変態開始温度を示し、Ｔ２温度は金属組織がオーステナイト単相になる温度を示す。第１均熱温度がＴ１温度未満では、強度および延性確保のために必要な硬質相（焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト）が得られない。一方、第１均熱温度がＴ２温度より高いと、良好な延性確保のために必要なフェライトが含有されなくなる。そのため、第１均熱温度をＴ１温度以上Ｔ２温度以下とし、フェライトとオーステナイトが混在する二相域焼鈍を実施する。
なお、上記第１均熱処理においては、前記第１均熱処理温度に到達した後、該温度に保持することなく次の冷却工程に移ることもできるが、オーステナイトの面積率を精度良くコントロールするという観点からは、温度保持を行うことが好ましい。第１均熱処理温度に到達した後、該温度に保持を行う場合は、保持時間（第１保持時間）を２ｓ以上とすることが好ましく、５ｓ以上とすることがより好ましい。一方、前記保持時間の上限は特に限定されないが、過度に長く温度保持を行っても効果が飽和する上、生産性が低下するため、保持時間は５００ｓ以下とすることが好ましく、３００ｓ以下とすることがより好ましい。
５００℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
次いで、第１均熱温度に加熱された冷延鋼板を冷却する。本発明の高強度冷延鋼板においては、伸びフランジ性を確保するために所定の面積率の焼戻しマルテンサイトを生成させる必要がある。後述する第２均熱処理において焼戻しマルテンサイトを生成させるためには、この第１均熱処理工程の冷却において、マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する必要がある。しかしながら、第１均熱温度から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、冷却中にフェライトが過剰に生成し、フェライトから吐き出された炭素が未変態オーステナイト中に濃化する。この炭素によりオーステナイトが安定化される結果、その後の冷却停止温度でのマルテンサイト変態や第２均熱処理中のベイナイト変態が促進されず、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、第１均熱処理工程における冷却の条件は、５００℃までの平均冷却速度の下限を１０℃／ｓ以上とする。一方、５００℃までの平均冷却速度の上限は特にないが、延性確保に寄与するフェライトを一定量生成するために、前記平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
次いで、第１均熱温度に加熱された冷延鋼板を冷却する。本発明の高強度冷延鋼板においては、伸びフランジ性を確保するために所定の面積率の焼戻しマルテンサイトを生成させる必要がある。後述する第２均熱処理において焼戻しマルテンサイトを生成させるためには、この第１均熱処理工程の冷却において、マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する必要がある。しかしながら、第１均熱温度から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、冷却中にフェライトが過剰に生成し、フェライトから吐き出された炭素が未変態オーステナイト中に濃化する。この炭素によりオーステナイトが安定化される結果、その後の冷却停止温度でのマルテンサイト変態や第２均熱処理中のベイナイト変態が促進されず、延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、第１均熱処理工程における冷却の条件は、５００℃までの平均冷却速度の下限を１０℃／ｓ以上とする。一方、５００℃までの平均冷却速度の上限は特にないが、延性確保に寄与するフェライトを一定量生成するために、前記平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
冷却停止温度：１００〜２５０℃
上記第１均熱処理における冷却の冷却停止温度が１００℃を下回る場合、冷却を停止した時点での未変態オーステナイト量が減少し、最終的に得られる鋼板の組織に占める残留オーステナイト量が減少するため、延性が低下してしまう。そのため、前記冷却停止温度は１００℃以上、好ましくは１３０℃以上とする。一方、前記冷却停止温度が２５０℃を超える場合、冷却を停止した時点でのマルテンサイト量が減少し、最終的に得られる鋼板の組織に占める焼戻しマルテンサイトが減少し、伸びフランジ性が低下する。そのため、前記冷却停止温度は２５０℃以下、好ましくは２２０℃以下とする。
上記第１均熱処理における冷却の冷却停止温度が１００℃を下回る場合、冷却を停止した時点での未変態オーステナイト量が減少し、最終的に得られる鋼板の組織に占める残留オーステナイト量が減少するため、延性が低下してしまう。そのため、前記冷却停止温度は１００℃以上、好ましくは１３０℃以上とする。一方、前記冷却停止温度が２５０℃を超える場合、冷却を停止した時点でのマルテンサイト量が減少し、最終的に得られる鋼板の組織に占める焼戻しマルテンサイトが減少し、伸びフランジ性が低下する。そのため、前記冷却停止温度は２５０℃以下、好ましくは２２０℃以下とする。
［第２均熱処理］
次いで、上記第１均熱処理において冷却された冷延鋼板に第２均熱処理を施す。前記第２均熱処理は、第２均熱温度への再加熱と、保持と、冷却とを含む。
次いで、上記第１均熱処理において冷却された冷延鋼板に第２均熱処理を施す。前記第２均熱処理は、第２均熱温度への再加熱と、保持と、冷却とを含む。
第２均熱温度：３５０〜５００℃
まず、上記冷却後の冷延鋼板を第２均熱温度まで再加熱し、該第２均熱温度に保持する。この第２均熱処理においては、第１均熱処理の冷却工程で生成した焼入れマルテンサイトが焼戻されて焼戻しマルテンサイトとなる。また、未変態のオーステナイトの一部がベイナイト変態する際に、吐き出された炭素がベイナイトラス間の未変態オーステナイト中に濃化する。この炭素によりオーステナイトが安定化される結果、最終的に得られる鋼板において残留オーステナイトを確保することができる。その際、前記第２均熱温度が３５０℃未満では、焼入れマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増大するため、伸びフランジ性が低下する。そのため、前記第２均熱温度は３５０℃以上とする。一方、前記第２均熱温度が５００℃を超えると、第１均熱処理の冷却停止時に存在するオーステナイトがパーライト（フェライトとセメンタイト）に変態してしまい、オーステナイトとして残留できなくなるため、強度および延性が低下する。そのため、前記第２均熱温度は５００℃以下とする。
まず、上記冷却後の冷延鋼板を第２均熱温度まで再加熱し、該第２均熱温度に保持する。この第２均熱処理においては、第１均熱処理の冷却工程で生成した焼入れマルテンサイトが焼戻されて焼戻しマルテンサイトとなる。また、未変態のオーステナイトの一部がベイナイト変態する際に、吐き出された炭素がベイナイトラス間の未変態オーステナイト中に濃化する。この炭素によりオーステナイトが安定化される結果、最終的に得られる鋼板において残留オーステナイトを確保することができる。その際、前記第２均熱温度が３５０℃未満では、焼入れマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増大するため、伸びフランジ性が低下する。そのため、前記第２均熱温度は３５０℃以上とする。一方、前記第２均熱温度が５００℃を超えると、第１均熱処理の冷却停止時に存在するオーステナイトがパーライト（フェライトとセメンタイト）に変態してしまい、オーステナイトとして残留できなくなるため、強度および延性が低下する。そのため、前記第２均熱温度は５００℃以下とする。
第２均熱温度での保持時間：１０秒以上
また、上記第２均熱処理における保持（均熱）時間が１０秒未満では、ベイナイト変態が十分に進行しないため、第２均熱温度での保持中に未変態のオーステナイトが過剰に残ってしまうため、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増大し、その結果、伸びフランジ性が低下する。そのため、第２均熱処理における保持時間は１０秒以上とする。一方、保持時間の上限は特に限定しないが、１５００秒を超えて保持させたとしても、その後の鋼板組織や機械的性質に影響しないため、保持時間は１５００秒以下とすることが好ましい。
また、上記第２均熱処理における保持（均熱）時間が１０秒未満では、ベイナイト変態が十分に進行しないため、第２均熱温度での保持中に未変態のオーステナイトが過剰に残ってしまうため、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増大し、その結果、伸びフランジ性が低下する。そのため、第２均熱処理における保持時間は１０秒以上とする。一方、保持時間の上限は特に限定しないが、１５００秒を超えて保持させたとしても、その後の鋼板組織や機械的性質に影響しないため、保持時間は１５００秒以下とすることが好ましい。
２００℃までの平均冷却速度：５０℃／ｓ以下
上部ベイナイト生成温度域への加熱と保持が終了した後、鋼板を室温まで冷却する。その際、第２均熱処理終了から２００℃までの温度域における平均冷却速度（以下、「２００℃までの平均冷却速度」と称す）を５０℃／ｓ以下とする。上記条件を満たすことは、本発明において極めて重要である。
上部ベイナイト生成温度域への加熱と保持が終了した後、鋼板を室温まで冷却する。その際、第２均熱処理終了から２００℃までの温度域における平均冷却速度（以下、「２００℃までの平均冷却速度」と称す）を５０℃／ｓ以下とする。上記条件を満たすことは、本発明において極めて重要である。
２００℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、冷却中に生成するマルテンサイトに自己焼戻しがかからず、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率に対する焼入れマルテンサイトの面積率が増大してしまい、伸びフランジ性が低下する。そのため、２００℃までの平均冷却速度を５０℃／ｓ以下、好ましくは３０℃／ｓ以下、より好ましくは１５℃／ｓ以下とする。また、２００℃までの平均冷却速度を５０℃／ｓ以下とすること、すなわち第２均熱処理において、均熱後に比較的ゆっくり冷却することにより、Ｃの拡散が生じる温度域に滞留する時間が長くなる。そのため、ベイナイト変態により生じたベイニティックフェライトの周囲に存在する細長い（円形度が低い）形状の未変態オーステナイトにＣが拡散濃化し、安定化される。その結果、細長い形状のオーステナイトが選択的に残留オーステナイトとして残る一方で、ベイニティックフェライトから離れて存在している円形度の高い未変態オーステナイトのみは冷却中に焼入れマルテンサイトとなる。これにより、最終的に得られる鋼板における焼入れマルテンサイトの円形度指数が０．５０以上となり、伸びフランジ性を向上させることができる。
一方、２００℃までの平均冷却速度の下限については特に限定しないが、０．１℃／ｓ未満としても、組織は大きく変化しないため、２００℃までの平均冷却速度は０．１℃／ｓ以上とすることが好ましい。
２００℃より低温側における冷却条件は、最終的に得られる鋼板のミクロ組織や機械的特性に影響しないため、特に限定されず任意の条件で行うことができる。冷却時間を短縮するという観点からは、水冷を行うことが好ましい。
次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、板厚２０ｍｍのスラブを製造した。前記スラブを表２、３に示す鋼スラブ加熱温度まで加熱した後、熱間圧延を行って板厚３ｍｍの熱延鋼板とした。
前記熱間圧延においては、粗圧延の後、表２、３に示した仕上げ圧延出側温度で仕上圧延を行った。次いで、前記仕上圧延後の鋼板を放冷し、表２、３に示した巻取り温度で保持後、炉冷するコイル巻取り相当処理を施した。次いで、得られた熱延鋼板を脱スケールのために２．２ｍｍ厚まで両面均等研削した後、板厚０．９ｍｍまで冷間圧延（圧下率：５９％）を施し、冷延鋼板とした。
その後、前記冷延鋼板を、表２、３に示した第１均熱温度まで加熱した後、５００℃までの平均冷却速度を表２、３に示した値に厳密に制御しつつ冷却して、表２、３に示した冷却停止温度で冷却を停止した。冷却停止後、直ちに表２、３に示す第２均熱温度まで再加熱し、前記第２均熱温度に第２保持時間保持する均熱処理を行った。次いで、２００℃まで平均冷却速度が表２、３に示した値となるように厳密に制御して冷却を行い、その後室温まで冷却した。
上記の手順で得た冷延鋼板のそれぞれについて、下記の方法でミクロ組織および機械的特性の評価を行った。
（ミクロ組織）
ミクロ組織の観察は、板厚１／４位置におけるＬ方向（圧延方向）断面が観察位置となるように、各鋼板から試験片を採取して実施した。前記試験片は、Ｌ方向断面をアルミナバフで鏡面研磨した後、ナイタールエッチングを行って得た。観察には、光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた。
ミクロ組織の観察は、板厚１／４位置におけるＬ方向（圧延方向）断面が観察位置となるように、各鋼板から試験片を採取して実施した。前記試験片は、Ｌ方向断面をアルミナバフで鏡面研磨した後、ナイタールエッチングを行って得た。観察には、光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた。
また、硬質相内部の組織をより詳細に観察するために、１ｋＶの低加速電圧での二次電子像をｉｎ−Ｌｅｎｓ検出器で観察した。前記観察に用いる試料は、Ｌ断面をダイヤモンドペーストで鏡面研磨した後、コロイダルシリカで仕上げ研磨を施し、３％ナイタールによるエッチングを実施した。ここで、低加速電圧で観察する理由は、濃度の薄いナイタールにより試料表面に現出した微細組織に対応するわずかな凹凸を明瞭に捉えるためである。
焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトは２０００倍の倍率で３０μｍ×４０μｍの範囲を３視野、残留オーステナイトは５０００倍の倍率で１２μｍ×１６μｍの範囲を３視野観察し、得られた組織画像を、画像解析ソフトウェア（日鉄住金テクノロジー株式会社、「粒子解析」ｖｅｒ．３）を用いて解析した。前記解析により各組織の面積率を３視野で算出し、その平均値を求めた。また、焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイト以外の残部の相はフェライトであった。したがって、フェライトの面積率は、焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトの面積率を１００から減ずることで算出した。
また、上記画像解析により、３０μｍ×４０μｍの範囲に含まれる焼入れマルテンサイトの粒子それぞれについて周囲長Ｄと面積Ｍを計測して平均値を求めて、その平均値を用いて円形度指数（４πＭ／Ｄ2）を算出した。
（引張強さ）
得られた各鋼板から採取した試験片を用いて引張試験を実施し、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（Ｅｌ）を測定した。前記試験片は、鋼板のＣ方向（圧延方向と垂直な方向）よりＪＩＳ５号引張試験片（標点距離：５０ｍｍ 幅：２５ｍｍ）を採取した。また、引張試験における引張速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
得られた各鋼板から採取した試験片を用いて引張試験を実施し、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、および全伸び（Ｅｌ）を測定した。前記試験片は、鋼板のＣ方向（圧延方向と垂直な方向）よりＪＩＳ５号引張試験片（標点距離：５０ｍｍ 幅：２５ｍｍ）を採取した。また、引張試験における引張速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
（穴広げ率）
伸びフランジ性を評価するために、以下の手順で穴広げ試験を行って穴広げ率（λ）を測定した。まず、鋼板より１００ｍｍ角の試験片を採取した。次に、前記試験片にＪＩＳ Ｚ ２２５６に準じて１０ｍｍ径のパンチおよび１０．２ｍｍのダイスを用い、クリアランス：１１．１％で、所期穴径（Ｄ0）：１０ｍｍの穴を打ち抜いた。次いで、前記試験片のバリ面を上面にして、頂角６０°の円錐ポンチを用いて移動速度１０ｍｍ／ｍｉｎで穴広げ試験を実施し、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径（Ｄ）を測定した。得られた穴径（Ｄ）および所期穴径（Ｄ0）を用いて、下記（３）式により穴広げ率（λ）を算出した。
λ（％）＝｛（Ｄ−Ｄ0）／Ｄ0｝×１００…（３）
伸びフランジ性を評価するために、以下の手順で穴広げ試験を行って穴広げ率（λ）を測定した。まず、鋼板より１００ｍｍ角の試験片を採取した。次に、前記試験片にＪＩＳ Ｚ ２２５６に準じて１０ｍｍ径のパンチおよび１０．２ｍｍのダイスを用い、クリアランス：１１．１％で、所期穴径（Ｄ0）：１０ｍｍの穴を打ち抜いた。次いで、前記試験片のバリ面を上面にして、頂角６０°の円錐ポンチを用いて移動速度１０ｍｍ／ｍｉｎで穴広げ試験を実施し、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径（Ｄ）を測定した。得られた穴径（Ｄ）および所期穴径（Ｄ0）を用いて、下記（３）式により穴広げ率（λ）を算出した。
λ（％）＝｛（Ｄ−Ｄ0）／Ｄ0｝×１００…（３）
表４、５に、各鋼板の金属組織と、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、穴広げ率（λ）の測定結果を示す。また、延性の指標としてＴＳとＥｌの積（ＴＳ・Ｅｌ）を、伸びフランジ性の指標としてＴＳとλの積（ＴＳ・λ）を、それぞれ表４、５に併記した。
表４、５に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす発明例の鋼板は、ＴＳが７５０ＭＰａ以上であるとともに、ＴＳ・Ｅｌが２００００ＭＰａ・％以上、ＴＳ・λが３００００ＭＰａ・％以上と、延性および伸びフランジ性に優れていた。一方、本発明の条件を満たさない比較例の鋼板は、強度、全伸び、穴広げ率のいずれか一つ以上が劣っていた。
以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
Claims (3)
- 成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０６０〜０．２５０％、
Ｓｉ：０．７０〜１．８０％、
Ｍｎ：１．００〜２．８０％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、および
Ｎ ：０．０１００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、面積率で、
フェライト：５０〜９０％、
焼入れマルテンサイト：１〜８％、
焼戻しマルテンサイト：３〜４０％、および
残留オーステナイト：６〜１５％、を含有し、
かつ、
焼入れマルテンサイトの平均結晶粒径が２．５μｍ以下であり、
焼入れマルテンサイトの周囲長Ｄと面積Ｍを用いて４πＭ／Ｄ2として定義される円形度指数の平均値が０．５０以上であり、
焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆM+TMに対する焼入れマルテンサイトの面積率ｆMの比、ｆM／ｆM+TMが５０％以下である、
高強度冷延鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１００％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．１００％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、および
ＲＥＭ：０．０２００％以下からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。 - 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００〜１３００℃の鋼スラブ加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度８００〜９５０℃、巻取温度３００〜７００℃で熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を３０％以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とし、
前記冷延鋼板を第１均熱温度がＴ１温度以上Ｔ２温度以下、５００℃〜Ａｃ１変態点までの平均加熱速度が５．０℃／ｓ未満の条件で加熱し、その後５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上で、１００〜２５０℃の冷却停止温度まで冷却する第１均熱処理を施し、
前記第１均熱処理後の冷延鋼板を３５０〜５００℃の第２均熱温度まで再加熱し、前記第２均熱温度で１０秒以上保持し、その後２００℃まで平均冷却速度：５０℃／ｓ以下で冷却し、次いで室温まで冷却する第２均熱処理を施す、高強度冷延鋼板の製造方法。
ただし、前記Ｔ１温度およびＴ２温度は、それぞれ下記（１）、（２）式で定義され、下記（１）、（２）式における［％Ｘ］は前記成分組成における成分元素Ｘの含有量（質量％）を表すものとする
Ｔ１温度（℃）＝７５１−２７×［％Ｃ］＋１８×［％Ｓｉ］−１２×［％Ｍｎ］−１６９×［％Ａｌ］−６×［％Ｔｉ］＋２４×［％Ｃｒ］−８９５×［％Ｂ］…（１）
Ｔ２温度（℃）＝９３７−４７７×［％Ｃ］＋５６×［％Ｓｉ］−２０×［％Ｍｎ］＋１９８×［％Ａｌ］＋１３６×［％Ｔｉ］−５×［％Ｃｒ］＋３３１５×［％Ｂ］…（２）
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017229450 | 2017-11-29 | ||
| JP2017229450 | 2017-11-29 | ||
| PCT/JP2018/040186 WO2019107042A1 (ja) | 2017-11-29 | 2018-10-29 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP6566168B1 JP6566168B1 (ja) | 2019-08-28 |
| JPWO2019107042A1 true JPWO2019107042A1 (ja) | 2019-12-12 |
Family
ID=66665495
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019507877A Active JP6566168B1 (ja) | 2017-11-29 | 2018-10-29 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US11401569B2 (ja) |
| EP (1) | EP3719155B1 (ja) |
| JP (1) | JP6566168B1 (ja) |
| KR (1) | KR102400451B1 (ja) |
| CN (1) | CN111406124B (ja) |
| MX (1) | MX2020005485A (ja) |
| WO (1) | WO2019107042A1 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| MX2021008840A (es) * | 2019-02-06 | 2021-09-08 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente y metodo para producir la misma. |
| US20220145435A1 (en) * | 2019-03-12 | 2022-05-12 | Osaka University | Weathering steel for solid-state welding, weathering steel material for solid-state welding, solid-state welded structure and solid-state welding method |
| EP3992314A4 (en) * | 2019-06-28 | 2023-07-19 | Nippon Steel Corporation | GALVANISED STEEL |
| EP4151762A4 (en) * | 2020-05-11 | 2023-10-04 | JFE Steel Corporation | STEEL SHEET, ELEMENT, AND THEIR MANUFACTURING METHOD |
| WO2024053729A1 (ja) * | 2022-09-09 | 2024-03-14 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
Family Cites Families (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4268079B2 (ja) | 2003-03-26 | 2009-05-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法 |
| JP4445365B2 (ja) | 2004-10-06 | 2010-04-07 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法 |
| JP5256690B2 (ja) | 2007-10-25 | 2013-08-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性および耐衝撃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 |
| CA2697226C (en) | 2007-10-25 | 2015-12-15 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength galvanized steel sheet excellent in formability and method for manufacturing the same |
| JP5194841B2 (ja) | 2008-01-31 | 2013-05-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形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 |
| JP5463685B2 (ja) * | 2009-02-25 | 2014-04-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP5412182B2 (ja) * | 2009-05-29 | 2014-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板 |
| MX2013001456A (es) | 2010-08-12 | 2013-04-29 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero laminada en frio, de alta resistencia, que tiene excelente trabajabilidad y resistencia al impacto, y metodo para manufacturar la misma. |
| KR101618477B1 (ko) | 2011-10-04 | 2016-05-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| JP5609945B2 (ja) * | 2012-10-18 | 2014-10-22 | 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 |
| JP5821911B2 (ja) * | 2013-08-09 | 2015-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP5924332B2 (ja) * | 2013-12-12 | 2016-05-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工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 |
| MX2017001527A (es) * | 2014-08-07 | 2017-05-11 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma. |
| US10662495B2 (en) * | 2014-08-07 | 2020-05-26 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet |
| WO2017109540A1 (en) * | 2015-12-21 | 2017-06-29 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet |
| JP6260744B1 (ja) | 2016-02-18 | 2018-01-17 | 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 |
| KR102099769B1 (ko) * | 2016-03-25 | 2020-04-10 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 고강도 아연 도금 강판 |
| CN108884533B (zh) | 2016-03-31 | 2021-03-30 | 杰富意钢铁株式会社 | 薄钢板和镀覆钢板及其制造方法以及热轧钢板、冷轧全硬钢板、热处理板的制造方法 |
| JP6860420B2 (ja) * | 2017-05-24 | 2021-04-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP6569842B1 (ja) * | 2018-12-11 | 2019-09-04 | 日本製鉄株式会社 | 成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法 |
-
2018
- 2018-10-29 JP JP2019507877A patent/JP6566168B1/ja active Active
- 2018-10-29 CN CN201880076594.0A patent/CN111406124B/zh active Active
- 2018-10-29 US US16/766,703 patent/US11401569B2/en active Active
- 2018-10-29 WO PCT/JP2018/040186 patent/WO2019107042A1/ja unknown
- 2018-10-29 EP EP18882562.4A patent/EP3719155B1/en active Active
- 2018-10-29 MX MX2020005485A patent/MX2020005485A/es unknown
- 2018-10-29 KR KR1020207017333A patent/KR102400451B1/ko active IP Right Grant
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US11401569B2 (en) | 2022-08-02 |
| MX2020005485A (es) | 2020-08-27 |
| WO2019107042A1 (ja) | 2019-06-06 |
| US20200283862A1 (en) | 2020-09-10 |
| KR20200081499A (ko) | 2020-07-07 |
| KR102400451B1 (ko) | 2022-05-19 |
| JP6566168B1 (ja) | 2019-08-28 |
| CN111406124A (zh) | 2020-07-10 |
| EP3719155A1 (en) | 2020-10-07 |
| CN111406124B (zh) | 2021-11-09 |
| EP3719155A4 (en) | 2021-02-17 |
| EP3719155B1 (en) | 2024-04-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5821912B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| KR101912512B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR102016432B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JP6566168B1 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5821911B2 (ja) | 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4650006B2 (ja) | 延性および伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5609945B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| KR101624439B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP6597938B1 (ja) | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法 | |
| JP5860343B2 (ja) | 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| KR20140014276A (ko) | 고탄소 박강판 및 그 제조 방법 | |
| JP2012153957A (ja) | 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2011149062A (ja) | 高炭素熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3879446B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法 | |
| JP5842748B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3879447B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法 | |
| KR102286270B1 (ko) | 고강도 냉연 강판과 그의 제조 방법 | |
| JP4059050B2 (ja) | 冷延鋼板製造用母板、高強度高延性冷延鋼板およびそれらの製造方法 | |
| JP3797165B2 (ja) | 面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法 | |
| JP6098537B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5860345B2 (ja) | 機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4333356B2 (ja) | 冷延鋼板の製造方法 | |
| JP5874376B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20190212 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20190212 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20190307 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190326 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20190509 |
|
| 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: 20190702 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20190715 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6566168 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 |