WO2006106668A1 - 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2006106668A1
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less
ferrite
rolled steel
cold
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Hiroshi Akamizu
Yoichi Mukai
Shushi Ikeda
Koichi Sugimoto
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Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Shinshu Tlo Co., Ltd.
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent uniform elongation and a method for producing the same, and in particular, excellent balance between tensile strength and elongation (that is, total elongation) and excellent balance between tensile strength and uniform elongation.
  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet and a useful method for producing the steel sheet.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has a product of tensile strength [TS (MP a)] and elongation [EL (%;)] of 23,000 or more and tensile strength (TS) [TS ( MPa)] and uniform elongation [u-EL (%;)] satisfy a value of 14700 or more.
  • the steel sheet of the present invention is widely and effectively used in various industrial fields such as automobiles, electrical machines, machines, etc. The following explanation will focus on the case where it is used for automobile bodies as typical applications. Proceed.
  • High-strength steel with high strength and high ductility (Hi-Ten) is required for the purpose of achieving both a high level of collision safety and light weight.
  • Hi-Ten high-strength steel with high strength and high ductility
  • TRIP Transformaion Induced Plasticity
  • the TRIP steel sheet has a retained austenite structure, and when deformed at a temperature equal to or higher than the martensite transformation start temperature (Ms point), the retained austenite ( ⁇ ) is induced and transformed into martensite by stress, resulting in a large elongation.
  • Ms point martensite transformation start temperature
  • TRIP type composite structure steel containing polygonal 'ferrite as the main phase and residual austenite
  • TRIP type bainite containing paetic' ferrite as the parent phase and containing residual austenite.
  • Steel TPF steel
  • TBF steel has been known for a long time (for example, Non-Patent Document 1 etc.), and high strength is easily obtained by a hard bainite structure.
  • the bainitic structure is characterized in that a very excellent elongation (total elongation) can be obtained because fine retained austenite tends to be formed at the boundary between lath-like pay- tic ferrite.
  • TBF steel also has a manufacturing advantage that it can be easily manufactured by a single heat treatment (continuous annealing process or mating process).
  • the conventional TBF steel has very high total elongation (EL) properties, it cannot be said that satisfactory properties are yet obtained from the viewpoint of uniform elongation.
  • the members and villas mentioned above are parts that involve stretch forming, and therefore the force that is required to have excellent uniform elongation (u-EL), which is important for improving stretch stretchability.
  • u-EL uniform elongation
  • the TBF steels that have been proposed so far are able to obtain high and uniform elongation, but of course, further improvement in properties is eagerly desired!
  • Non-Patent Document 1 NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT (Nisshin Steel Technical Report), No. 43, Dec.l980, p.1-10
  • the present invention has been made under such circumstances, and the object thereof is excellent in the balance between tensile strength and elongation, and the balance between tensile strength and uniform elongation. It is an object of the present invention to provide a high-strength cold-rolled steel sheet that is optimal as a kind of material and a useful method for producing such a high-strength steel sheet. Means for solving the problem
  • the high-strength cold-rolled steel sheet having excellent formability according to the present invention is in mass% (hereinafter the same for chemical components),
  • the organization is the space factor for the whole organization
  • Vanitic ferrite 30-65%
  • Residual austenite Satisfies 5-20%
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention may further include (a) Nb: 0.10% or less (not including 0%), Mo: 10% or less (not including 0%), Ni if necessary. : Group power consisting of 0.5% or less (excluding 0%) and Cu: 0.5% or less (excluding 0%), (b) Ca: 0.003% or less (0% And Z or REM: 0.003% or less (not including 0%), (c) Ti: 0.1% or less (not including 0%), and Z or V: 0.1% or less (not including 0%) , Etc. are also useful, and the properties of the cold-rolled steel sheet are further improved according to the type of element contained.
  • the present invention also includes a plated steel sheet obtained by plating the cold-rolled steel sheet.
  • the steel sheet that has been subjected to hot rolling and cold rolling is heated to a temperature equal to or higher than the A3 transformation point (A) and soaked. 1-10
  • the product of tensile strength [TS (MPa)] and elongation [EL (%;)] is 23000 or more
  • the product of tensile strength (TS) [TS (MPa)] and uniform elongation [u—EL (%;)] is more than 14700, and balance of tensile strength and elongation, and balance of tensile strength and uniform elongation
  • TS tensile strength
  • u—EL (%;) uniform elongation
  • Such a steel sheet is particularly useful when manufacturing automobile parts and other industrial machine parts that require high strength and uniform elongation, and can be stretched satisfactorily.
  • TBF steel particularly TBF steel, which provides a high-strength rolled steel plate and a steel plate with excellent balance between tensile strength and elongation, and a balance between tensile strength and uniform elongation.
  • the reason for focusing on TBF steel is that it is basically excellent in the balance between tensile strength and elongation.
  • the focus on cold-rolled steel plate among steel plates is that Reasonable strength, such as thin plate thickness and high surface quality accuracy compared to rolled steel plate, especially in spite of extremely high needs for automobile bodies, etc.
  • cold-rolled steel sheets having excellent processing characteristics have been provided in consideration of the actual situation.
  • TBF steel In TBF steel, the force pay-tick 'ferrite with a matrix structure of pay-tick' ferrite 'has a high initial dislocation density, so it is easy to obtain high strength, but suitable for plastic deformation. It is difficult to ensure high uniform elongation.
  • TRIP type composite structure steel (TPF steel) containing polygonal 'ferrite as the main phase and containing retained austenite contains polygonal' ferrite with high plastic deformation ability, but it has low dislocation density, so high strength can be obtained. Can not.
  • the present inventors have used polygonal 'ferrite for TBF steel and transformation-induced plasticity due to retained austenite (residual ⁇ ).
  • the present inventors have found that the uniform elongation in TBF steel can be drastically increased if a synergistic effect is exhibited, and the present invention has been completed.
  • the steel sheet of the present invention contains residual austenite, which will be described later, as the second phase structure, and the matrix structure is composed of a mixed structure of paytic ferrite and polygonal ferrite.
  • the paytic 'ferrite in the present invention is clearly different from the bainite structure in that it does not have carbides in the structure.
  • “paytic” ferrite is a plate-like ferrite, but means a substructure with a high dislocation density (a lath structure may or may not have a lath structure), and the dislocation density is low. It is also different from a polygonal ferrite structure with a substructure, or a quasi-polygonal ferrite structure with a substructure such as fine or subgrain (published by the Japan Iron and Steel Institute See Photobook-1). Pay-tick 'ferrite' and polygonal 'ferrite are clearly distinguished by SEM observation as follows.
  • Polygonal 'ferrite black in SEM photograph, polygonal shape, without residual austenite or martensite inside.
  • Pay-tick ferrite SEM photographs show a dark gray color, and it is often impossible to separate pay-tick ferrite from retained austenite and martensite.
  • the mixed structure of paytick ferrite and polygonal ferrite which is the main structure of the steel sheet of the present invention, has a certain degree of dislocation density (initial dislocation density), and it is easy to strengthen the strength by paytic ferrite.
  • polygonal ferrite can also exhibit excellent uniform elongation.
  • the space factor of the entire structure needs to be 30% (area%) or more. Preferably it is 35% or more, more preferably 40% or more. However, when the space factor of paytick 'ferrite exceeds 65%, the amount of polygonal' ferrite decreases and the uniform elongation decreases.
  • the steel sheet of the present invention it is possible to produce a large amount of polygonal 'ferrite to improve the uniform elongation of the steel sheet. It is required to be 30% (area 0/0) or more.
  • the polygonal 'ferrite's space factor is preferably 32% or more, more preferably 34% or more. Good to do. However, if the space factor becomes too large, the space factor of the ferrite is relatively decreased, and the steel sheet strength is lowered.
  • the method of increasing the space factor of polygonal 'ferrite' will be described later.Polygonal ferrite obtained by this method is observed by SEM or optical microscope (leveler corrosion).
  • Residual ⁇ is an essential structure for exerting the TRIP (transformation-induced plasticity) effect, and is useful for improving elongation (total elongation).
  • the residual ⁇ needs to be 5% or more in terms of the space factor for all tissues.
  • it is preferably 7% or more.
  • the local deformability deteriorates if a large amount exists, so the upper limit was set to 20%. More preferably, it is 17% or less.
  • ⁇ greatly affects the characteristics of TRIP, and if it is controlled to 0.8% or more, especially the elongation etc. is improved.
  • the upper limit that can be adjusted is considered to be 1.6%.
  • the space factor of residual ⁇ is measured by a saturation magnetic field measurement method [see JP 2003-90825 A, R & D Kobe Steel Engineering Reports ZVol.52, No.3 (Dec.2002). ].
  • This saturation magnetization measurement method is based on the following measurement principle. That is, the bright phase and matrix in the metal structure The structure such as the rutensite phase shows ferromagnetism at room temperature, whereas the austenite phase is paramagnetic. Therefore, the saturation magnetic capacity (Is) per unit volume of the metal structure that has only the ferromagnetism structure such as the ferrite phase and martensite phase is obtained in advance, and the saturation magnetic field of the sample containing the austenite phase is obtained.
  • the matrix structure is a mixed structure of paytic 'ferrite' and polygonal 'ferrite, and a TRIP steel plate containing a predetermined amount of residual ⁇ is used.
  • the force that can increase the elongation and uniform elongation may include the following.
  • the steel sheet of the present invention does not eliminate any contamination of other structures (pearlite, paynite, martensite, etc.) that can remain in the production process of the present invention, and does not impair the action of the present invention.
  • a steel sheet containing the structure is also included within the scope of the present invention.
  • C is an element necessary for ensuring high strength and ensuring residual ⁇ .
  • it is an important element to contain a sufficient amount of C in the soot phase and leave the desired gamma phase at room temperature.
  • it is necessary to contain C in an amount of 0.1% or more, preferably 0.12% or more, more preferably 0.15% or more.
  • it is preferable to keep it to 0.28% or less, preferably 0.25% or less, more preferably 0.23% or less, and even more preferably 0.20% or less.
  • Si l. 0 ⁇ 2.0%
  • Si is an element that effectively suppresses the formation of carbides by decomposition of residual ⁇ , and is also useful as a solid solution strengthening element. In order to exert such an action effectively, it is necessary to contain 1.0% or more of Si. Preferably it is 1.2% or more. However, if the amount of Si becomes excessive, the above effect will be saturated and problems such as hot brittleness will occur, so the upper limit is set to 2.0%. Preferably it is 1.8% or less.
  • Mn is an element necessary for stabilizing ⁇ and obtaining a desired residual ⁇ .
  • it is preferable to contain 1.0% or more.
  • it is 1.3% or more, more preferably 1.6% or more.
  • it exceeds 3.0%, adverse effects such as cracks appearing.
  • the steel sheet of the present invention basically contains the above components, and the balance is substantially iron, but as an element brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc., ⁇ (nitrogen) and 0.01%
  • the following inevitable impurities such as 0 (oxygen), 0.5% or less of Al, 0.15% or less of soot, 0.02% or less of S, etc. may be allowed.
  • it is preferable to suppress the soot content to 0.0006% or less, more preferably 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0040% or less.
  • the smaller the amount of soot in the steel sheet the better.
  • the lower limit of the amount of soot is about 0.0010%.
  • Nb 0. 10% or less (not including 0%)
  • Mo 1. 0% or less (not including 0%)
  • Ni 0.5% or less (not including 0%)
  • Z or Cu Group force consisting of less than 0.5% (excluding 0%)] ⁇ ⁇
  • Nb 0.03% or more (more preferably 0.04% or more), Mo: 0.05% or more (more preferably 0.1% or more), Ni: 0.05% or more (more It is recommended to contain 0.1% or more preferably Cu and 0.05% or more (more preferably 0.1% or more) Cu.
  • Nb 0.10%, Mo: 1.0%, Ni: 0.5%, Cu: 0.5 %. More preferably, Nb is 0.08% or less, Mo is 0.8% or less, Ni is 0.4% or less, and Cu is 0.4% or less.
  • Ca and REM are elements effective in controlling the form of sulfur in steel and improving workability, and can be used alone or in combination.
  • examples of rare earth elements used in the present invention include Sc, Y, and lanthanoids.
  • These elements have a precipitation strengthening action and are useful elements for increasing the strength. It is recommended to add Ti: 0.01% or more (more preferably 0.02% or more) and V: 0.01% or more (more preferably 0.02% or more), respectively, in order to effectively exert such actions. . However, if any element is added in excess of 0.1%, the above effect is saturated, and this is economically wasteful. More preferably, Ti is 0.08% or less, and V: 0.08% or less.
  • the manufacturing method of the present invention is a method in which a hot rolling process, a cold rolling process, and an annealing process (or a mating process) are performed using a steel material that satisfies the above-described component composition.
  • the generation of polygonal ferrite is increased by appropriately controlling the heat treatment pattern in the fitting process.
  • the heating start temperature (SRT) at the time of hot rolling may be a normal level, for example, about 1100 to 1150 ° C.
  • the other conditions in the hot pressing process are not particularly limited, and the conditions that are usually performed may be selected appropriately.
  • the hot rolling end temperature (FDT) is set to Ar.
  • cold rolling is performed, but the cold rolling rate is not particularly limited, and cold rolling may be performed under the usual conditions (about 30 to 75% cold rolling rate). However, from the viewpoint of preventing non-uniform recrystallization, it is particularly preferable to control the cold rolling rate to be 40% or more and 70% or less.
  • This process is important in order to finally secure the desired structure (TBF steel containing residual flaws , with the matrix structure being a mixed structure of paytic 'and polygon'ferrite).
  • the characteristic is that the desired structure can be obtained by appropriately controlling the soaking temperature (T1 described later), the cooling pattern after soaking, and the austempering temperature (T2 described later).
  • the holding time at the above temperature (T1) is 10 to 200 seconds. It is better. This is because if the heating time is too short, the above-mentioned effect due to heating cannot be fully enjoyed, while if the holding time is too long, the crystal grains become coarse. Preferably it is 20 to 150 seconds.
  • the ferrite transformation is caused by cooling to the temperature Tq at an average cooling rate (CR1) of 1 to 10 ° CZ seconds or more from the temperature (T1). Growing ferrite. If the average cooling rate (CR1) at this time is less than 1 ° CZ seconds, polygonal ferrite is excessively generated during cooling (over 50%). Also, if the average cooling rate is faster than 11 ° CZ seconds, there will not be enough polygonal flight (less than 30%).
  • the Bainite transformation temperature range (T2; about 450) while avoiding ferrite transformation and pearlite transformation at an average cooling rate (CR2) of i CZ seconds or more from the temperature Tq (quenching start temperature).
  • the average cooling rate (CR2) at this time is preferably 15 ° CZ seconds or more, more preferably 19 ° CZ seconds or more.
  • a specified amount of paytick ferrite can be secured by controlling the average cooling rate as described above by air cooling, mist cooling or water cooling of a roll used during cooling.
  • the cooling rate (CR2) is controlled up to the bainite transformation temperature range (T2; approximately 450 to 320 ° C). This is because, if the control is terminated earlier in the temperature range higher than the temperature range (T2) and then cooled, for example, at a significantly slower speed, it is not possible to secure an excellent elongation that hardly generates residual ⁇ . On the other hand, when cooling to a lower temperature range at the above cooling rate, residual ⁇ is difficult to generate and it is difficult to ensure excellent elongation.
  • the method of cooling to room temperature after maintaining the above temperature is not particularly limited, and water cooling, gas cooling, air cooling, or the like can be employed.
  • the cold rolled sheet may be plated and further alloyed as long as the desired metallographic structure is not changed and the action of the present invention is not impaired. Such a steel sheet is also included in the scope of the present invention. Is done.
  • the plating conditions may be set so as to satisfy the heat treatment conditions, and the heat treatment may be performed in the plating step.
  • steel types A to L (remainder: Fe and inevitable impurities) having various component compositions shown in Table 1 were melted to obtain a slab, and then the slab was hot-rolled.
  • hot rolling rolling was performed with SRT controlled at 1150 ° C and FDT controlled at 850 ° C, and rolled up at 600 ° C to obtain a hot rolled steel plate with a thickness of 3. Omm.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • “A transformation point” in Table 1 is the following (3)
  • a transformation point 910—203 ([C]) +44.7 7 [Si] —30 [Mn] —
  • [C], [Si], [Mn], [Ni] and [Mo] indicate the contents (mass%) of C, Si, Mn, Ni and Mo, respectively.
  • heat treatment was performed using a CAL simulator. Specifically, after holding in the 900 ° C temperature range (T1) for 120 seconds, it is gradually cooled to 700 ° C (Tq) at a cooling rate (CR1) of 5 ° CZ seconds, and from that temperature (Tq) to 50 ° CZ Rapid cooling starts at a cooling rate of 2 sec (CR2), cools to 400 ° C (T2), holds in that temperature range (T2) for about 4 minutes (about 240 seconds), then cools to room temperature and copies Rolled up in a le.
  • L 1 is specified in the present invention using steel materials satisfying the components in steel specified in the present invention (steel types No. BCF to K in Table 1). It is a cold-rolled steel sheet that has been heat-treated under the conditions, and has an excellent balance between tensile strength and elongation, and balance between tensile strength and uniform elongation.
  • the following examples lacking any of the requirements specified in the present invention have the following problems.
  • No. 1 is an example using steel type A with a low C content, which does not sufficiently secure a predetermined amount of residual ⁇ , and has a small amount of paytick ferrite and is mainly composed of polygonal ferrite. As a result, the tensile strength cannot be secured.
  • No. 4 is an example using steel type D with low Si content, and a predetermined amount of residual ⁇ cannot be secured, and both the balance between tensile strength and elongation, and the balance between tensile strength and uniform elongation are both. It is decreasing.
  • No. 5 is an example using steel type E with a high Mn content, in which cracking occurred during hot rolling (after the subsequent evaluation).
  • Example 1 the steel type C shown in Table 1 (steel type satisfying the scope of the present invention) was used, and the manufacturing method of Example 1 was not!
  • the effects of the cold-rolled steel sheets (Nos. 12 to 19) on the structure and mechanical properties were investigated.
  • the annealing conditions in this example are as shown in Table 3, and the other conditions (hot rolling conditions and cold rolling conditions) are as described in Example 1.
  • Table 4 shows the obtained results.
  • Tables 3 and 4 also show the results of No. 3 in Table 2 and an example (No. 20) in which this is applied.
  • No. 12 is the heating temperature (T1 : Soaking temperature) (below the A transformation point).
  • the reason why the structure differs due to the lower heating temperature T1 can be considered as follows. That is, chemical driving force (temperature difference ⁇ in case of supercooling) is required for nucleation of paytick 'ferrite. In the case of force No. 12, the first cooling start temperature (ie Since the heating temperature T1) is low, this driving force cannot be obtained in the cooling process, and a sufficient amount of pay-tick flight cannot be obtained. And during this cooling, diffusion of C atoms proceeds (Fryt transformation is a diffusion type transformation), and it is thought that polygonal ferrite grows.
  • No. 15 has a high quenching start temperature (Tq), so [A-11 (° C)], polygonal
  • Ferrite cannot be obtained in a sufficient amount, elongation and uniform elongation are lowered, tensile strength and elongation tolerance, and balance between tensile strength and uniform elongation are lowered.
  • the austempering temperature was high (600 ° C), and a large amount of polygonal 'ferrite was formed (the amount of paytick' ferrite was reduced), resulting in tensile strength. The balance between tensile strength and elongation decreases.
  • the austemper temperature is low (300 ° C) and the residual ⁇ is low, and good elongation and uniform elongation cannot be obtained. The balance between tensile strength and elongation and tensile strength and uniform elongation are not obtained. The balance of the

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Abstract

　鋼中成分は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２８％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．０～３．０％、を含有し、組織は、全組織に対する占積率で、ベイニティック・フェライト：３０～６５％、ポリゴナル・フェライト：３０～５０％、残留オーステナイト：５～２０％、を満たす高強度冷延鋼板である。

Description

明 細 書
均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、詳細 には引張強度と伸び (全伸びのこと）のバランス、および引張強度と均一伸びのバラ ンスに優れた高強度冷延鋼板、並びに当該鋼板を製造するための有用な方法に関 するものである。より具体的には、本発明の高強度冷延鋼板は、引張強度 [TS (MP a) ]と伸び [EL (%；) ]の積が 23000以上で、且つ引張強度 (TS) [TS (MPa) ]と均一 伸び [u—EL (%；) ]の積が 14700以上を満足するものである。尚、本発明上記鋼板 は、自動車、電機、機械等といった様々な産業分野で広く有効に活用されるのである 力 以下では代表的な用途例として、自動車の車体に使用する場合を中心に説明を 進める。
背景技術
[0002] 自動車の衝突安全性と軽量ィ匕を高次元で両立することを目的に、より高強度で且 つ高延性の高張力鋼 (ハイテン）が必要とされている。殊に、自動車ボディ骨格部品 の薄肉化と共に、強度向上による衝突安全性の確保が重要な課題となっている。
[0003] 特に最近では、 COP3 (1997年温暖化防止国際会議)ゃ排ガス規制（欧州 ' 08年 、国内' 09年)への対応として、ノ、ィテン化による軽量ィ匕が強力に進められている。ま た、車体側面への衝突規制への厳格化 (例えば、 ' 05年、米国安全基準強化)の高 まりに伴い、より高強度のハイテン化 (例えば、引張強度 TSが 780MPa以上のいわ ゆる超ハイテン）が求められるようになつている。但し、高強度鋼板といえども成形性 に対する要求も強ぐ夫々の用途に応じ、適切な成形性を兼ね備えていることが求め られている。
[0004] しかしながら、自動車ボディ用途で用いられる部品のうち、例えば衝突安全性を左 右するメンバー類、ビラ一類は形状が一層複雑なものであるため、従来の DP鋼 (Dua 卜 phase steel)の機械的特性（例えば、引張強度 TS : 980MPa、伸び EL : 15%、 TS X EL = 14700MPa · %)では、適切な成形性を確保することができな 、と!/、う問題 がある。
[0005] 一方、優れた延性を示す高強度鋼板として、 TRIP (Transformaion Induced Plastici ty;変態誘起塑性)鋼板が注目されている。 TRIP鋼板は、オーステナイト組織が残留 しており、マルテンサイト変態開始温度 (Ms点）以上の温度で加工変形させると、応 力によって残留オーステナイト（ γ )がマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが
R
得られる鋼板であり、例えば、ポリゴナル 'フェライトを主相とし、残留オーステナイトを 含む TRIP型複合組織鋼 (TPF鋼)や、ペイ-ティック'フェライトを母相とし、残留ォ ーステナイトを含む TRIP型べイナイト鋼 (TBF鋼）等が知られて 、る。
[0006] このうち TBF鋼は古くから知られており（例えば非特許文献 1等）、硬質のベイナイト 組織によって高強度が得られ易い。当該べイナイト組織中には、ラス状のペイ-ティ ック 'フェライトの境界に微細な残留オーステナイトが生成し易いことから、非常に優 れた伸び (全伸び）が得られるといった特徴がある。また、 TBF鋼は、 1回の熱処理（ 連続焼鈍工程またはめつき工程）によって容易に製造できるという製造上のメリットも ある。
[0007] ところが従来の TBF鋼では、全伸び (EL)は非常に高い特性が得られるものの、均 一伸びの観点からすれば、未だ満足のいく特性が得られているとはいえない。特に、 上記のようなメンバー類やビラ一類では、張出し成形を伴う部品であることから、張出 レ性を高めるために重要な均一伸び (u— EL)が優れていることが要求される力 これ まで提案されて 、る TBF鋼では高 、均一伸びが得られて 、るとは 、えず、更なる特 性の改善が切望されて!ヽる。
非特許文献 1 :NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT (日新製鋼技報）、 No. 43、 D ec.l980、 p.1-10
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0008] 本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、引張強度と伸び のバランス、および引張強度と均一伸びのバランスに優れ、張出し成形を伴う自動車 用メンバー類やビラ一類の素材として最適な高強度冷延鋼板、並びにこうした高強 度鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。 課題を解決するための手段
[0009] 本発明に係る成形性に優れた高強度冷延鋼板は、質量％で (以下、化学成分につ いて同じ）、
C :0.10〜0.28%、
Si:l.0〜2.0%、
Mn:l.0〜3.0%、
を含有し、
組織は、全組織に対する占積率で、
べィニティック.フェライト：30〜65%、
ポリゴナル ·フェライト：30〜50%
残留オーステナイト： 5〜20%を満たす
ところに要旨を有するものである。
[0010] 本発明の高強度冷延鋼板には、必要によって、更に (a) Nb:0.10%以下 (0%を 含まない）、 Mo:l.0%以下（0%を含まない）、 Ni:0.5%以下（0%を含まない）、 および Cu: 0.5%以下 (0%を含まな 、）よりなる群力 選択される少なくとも一種の 元素、（b)Ca:0.003%以下（0%を含まない）および Zまたは REM: 0.003%以下 (0%を含まない）、 (c)Ti:0.1%以下（0%を含まない）、および Zまたは V:0.1% 以下 (0%を含まない）、等を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応 じて冷延鋼板の特性が更に改善される。また本発明には、上記冷延鋼板の他に、当 該冷延鋼板にめっきが施されためっき鋼板も包含される。
[0011] 一方、本発明の冷延鋼板を製造するに当っては、熱間圧延および冷間圧延を終了 した鋼板を、 A3変態点 (A )以上の温度に加熱して均熱化した後、 1〜10
3 °CZ秒の 平均冷却速度で、下記（1)式で示される温度 Tqまでー且冷却した後、この温度から 11°CZ秒以上の平均冷却速度でベイナイト変態温度域まで急冷するようにすれば 良い。
A -250
3 (°C)≤Tq≤A -20
3 (°C) …ひ）
発明の効果
[0012] 本発明によれば、引張強度 [TS(MPa)]と伸び [EL(%；)]の積が 23000以上で、 且つ引張強度 (TS) [TS (MPa) ]と均一伸び [u— EL (%；) ]の積が 14700以上を満 足しており、引張強度と伸びのバランス、および引張強度と均一伸びのバランスに極 めて優れた高強度延鋼板を提供することができる。こうした鋼板は特に、高強度およ び均一伸び性が求められる自動車部品その他の産業機械部品等を製造する際に極 めて有用であり、張り出し成形を良好に行うことができる。
発明を実施するための最良の形態
[0013] 本発明者らは、引張強度と伸びのバランス、および、引張強度と均一伸びのバラン スに極めて優れた高強度延鋼板およびめつき鋼板を提供すベぐ特に TBF鋼に着 目して研究を重ねてきた。本発明において TBF鋼に着目した理由は基本的に引張 強度と伸びのバランスに優れているからである力 一方、鋼板のなかでも特に冷延鋼 板に着目したのは、冷延鋼板は、熱延鋼板に比べて板厚が薄ぐ表面品質の精度が 高い等の理由力 特に自動車用ボディ等へのニーズが非常に高いにもかかわらず、 板厚が薄い為に伸びや均一伸びに劣る傾向にあり、これまで、優れた加工特性を兼 ね備えた冷延鋼板が提供されて 、な 、、 、う実情を考慮したものである。
[0014] TBF鋼では、ペイ-ティック'フェライトを母相組織とするものである力 ペイ-ティッ ク'フェライトは初期転位密度が高いために、高強度が得られ易い反面、塑性変形に は適しておらず、高い均一伸びを確保することは困難である。一方、ポリゴナル 'フエ ライトを主相とし、残留オーステナイトを含む TRIP型複合組織鋼 (TPF鋼)では、塑 性変形能の高いポリゴナル 'フェライトを含むものの、転位密度が低いので高強度を 得ることはできない。
[0015] そこで本発明者らは、高強度で且つ均一伸びにも優れた冷延鋼板を実現するため には、ポリゴナル 'フェライトを TBF鋼に活用し、残留オーステナイト (残留 γ )による 変態誘起塑性との相乗効果を発現すれば、 TBF鋼における均一伸びを飛躍的に高 めることができることを見出し、本発明を完成した。
[0016] 本発明の鋼板では、ポリゴナル 'フェライトの含有量を所定量の範囲として、ペイ- ティック ·フェライトとポリゴナル ·フェライトの混合組織とすることによって、高 、均一伸 びを確保できたのである力 本発明の鋼板における組織的特徴にっ 、て説明する。
[0017] [ペイ-ティック.フェライト： 30〜65%] 本発明鋼板は、第 2相組織として後述する残留オーステナイトを含有しており、母相 組織は、ペイ-ティック ·フェライトとポリゴナル ·フェライトの混合組織で構成されて!ヽ る。
[0018] 本発明におけるペイ-ティック 'フェライトは、組織内に炭化物を有していない点で、 ベイナイト組織とは明らかに異なる。また、ペイ-ティック'フェライトは板状のフェライト であるが、転位密度の高い下部組織 (ラス状組織は、有していても有していなくても 良 、）を意味し、転位密度がな 、か或いは極めて少な 、下部組織を有するポリゴナ ル ·フェライト組織や、細か 、サブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナル ·フェラ イト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会 基礎研究会 発行『鋼のベイナイト写真集 — 1』参照)。ペイ-ティック'フェライトとポリゴナル 'フェライトとは、 SEM観察によって 以下の通り、明瞭に区別される。
[0019] ·ポリゴナル 'フェライト： SEM写真において黒色であり、多角形の形状で、内部に、 残留オーステナイトやマルテンサイトを含まな 、。
•ペイ-ティック ·フェライト： SEM写真では濃灰色を示し、ペイ-ティック ·フェライト と、残留オーステナイトやマルテンサイトとを分離区別できな 、場合も多 、。
[0020] 本発明鋼板の主体組織であるペイ-ティック ·フェライトとポリゴナル ·フェライトの混 合組織は、転位密度 (初期転位密度）がある程度高 、ペイ-ティック ·フェライトによつ て強度を容易に高めることができると共に、ポリゴナル 'フェライトによって優れた均一 伸びも発揮し得るものとなる。
[0021] ペイ-ティック 'フェライトによる上記作用を有効に発揮させるには、全組織に対する 占積率で 30% (面積％)以上とする必要がある。好ましくは 35%以上、より好ましくは 40%以上である。しかしながら、ペイ-ティック 'フェライトの占積率が 65%を超えると 、それだけポリゴナル 'フェライトが少なくなつて均一伸びが低下することになる。
[0022] [ポリゴナル 'フェライト： 30〜50%]
前述した通り、本発明の鋼板では、ポリゴナル 'フェライトをある程度多く生成させて 鋼板の均一伸びを向上させると 、うものであるが、こうした効果を発揮させるためには 、ポリゴナル 'フェライトの占積率は 30% (面積0 /0)以上とする必要がある。このポリゴ ナル 'フェライトの占積率は 32%以上とすることが好ましぐより好ましくは 34%以上と するのが良い。し力しながら、この占積率があまり大きくなりすぎると、相対的にペイ- ティック 'フェライトの占積率が少なくなつて、鋼板強度が低下することになる。尚、ポリ ゴナル 'フェライトの占積率を増カロさせる方法については後述する力 この方法によつ て得られたポリゴナル ·フェライトでは SEMや光学顕微鏡 (レベラ一腐食)で観察する と、その形態は等軸方向に成長したものとなる（従来の TRIP鋼板での形態は圧延方 向に伸びている)。こうした形態力 加工時の応力を均一分配させることを可能とし、 残量 γによる TRIP効果の最大活用を可能とするものと考えられる。また、このような 形態で存在する理由は、高温域で生じた旧オーステナイトの粒界から、核生成する 為と考えられる。
[0023] [残留オーステナイト (残留 γ )： 5〜20%]
残留 γは、 TRIP (変態誘起塑性)効果を発揮するための本質的な組織であり、伸 び (全伸び)の向上に有用である。この様な作用を有効に発揮させるには、残留 γを 全組織に対する占積率で 5%以上を必要とする。より優れた延性 (伸び等)を確保す る為には、好ましくは 7%以上である。一方、多量に存在すると局部変形能が劣化す るので、上限を 20%に定めた。より好ましくは 17%以下である。
[0024] 更に上記残留 γ中の C濃度 (C γ )は 0. 8%以上であることが推奨される。この C
R
γ は、 TRIPの特性に大きく影響し、 0. 8%以上に制御すると、特に伸び等の向上
R
に有効である。好ましくは 1%以上である。尚、上記 の含有量は多い程好ましい
R
力 実操業上、調整可能な上限は概ね 1. 6%と考えられる。
[0025] 次に、本発明鋼板を構成する母相組織 (ペイ-ティック 'フェライト、ポリゴナル 'フエ ライト)および第 2相組織 (残留 γ )の測定方法について説明する。
[0026] まず、鋼板をナイタールで腐食し、板厚 1Z4の位置で圧延面と平行な面を SEM ( 走査型電子顕微鏡)観察し (倍率: 4000倍)、画像処理にて、ポリゴナル 'フェライト（ PF)の面積率と、該ポリゴナル ·フェライト (PF)以外の組織 (ペイ-ティック ·フェライト +残留 Ύ；以下、「PF以外の組織」と呼ぶ場合がある。）の面積率を求める。
[0027] 一方、残留 γの占積率は、飽和磁ィ匕測定法によって測定する [特開 2003— 9082 5号公報、 R&D神戸製鋼技報 ZVol.52,No.3(Dec.2002)参照]。この飽和磁化測定 法は、次のような測定原理に基づくものである。即ち、金属組織中のフ ライト相やマ ルテンサイト相等の組織は室温にて強磁性度を示すのに対し、オーステナイト相は 常磁性である。従って、フェライト相やマルテンサイト相といった強磁性を示す組織の み力 なる金属組織の単位体積当りの飽和磁ィ匕量 (Is)を予め求めておき、オーステ ナイト相を含む試料の飽和磁ィ匕量 (I)を測定することにより、オーステナイト（γ )相の 割合 (体積％)を下記（2)式から求めることができ、これを占積率 (面積％)と定義する y (#：¾%) = [1 - (I/Is) ] X 100 - (2)
[0028] 次に、前述して求めた「PF以外の組織」の面積率から、残留 γの占積率 (面積率） を差し引くことにより、ペイ-ティック 'フェライト (BF)の占積率 (面積率)を求める。
[0029] 前述した通り、本発明は、母相組織をペイ-ティック'フェライトとポリゴナル 'フェライ トの混合組織とし、これに所定量の残留 γを含む TRIP鋼板とすることにより、高強度 鋼板の伸びおよび均一伸びを高めることができたものである力 その他の組織として 下記のものを含んで ヽても良 、。
[0030] [その他：パーライトやべイナイト、マルテンサイト（0%を含む） ]
本発明の鋼板は、本発明の製造過程で残存し得る他の組織 (パーライト、ペイナイ ト、マルテンサイト等)の混入を一切排除するものではなぐ本発明の作用を損なわな い範囲で、これら他の組織を含有する鋼板も本発明の範囲内に包含される。但し、こ れら組織の占積率は少なければ少な 、ほど好ましぐその合計量を 10%以下 (より好 ましくは 5%以下）に制御することが推奨される。
[0031] 次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位 ： %はすべて質量％である。
[0032] C : 0. 10〜0. 28%
Cは、高強度を確保し、且つ残留 γを確保するのに必要な元素である。詳細には、 Ύ相中に充分な C量を含ませ、室温でも所望の γ相を残留させる為に重要な元素で ある。この様な作用を有効に発揮させるには、 Cを 0. 10%以上含有させることが必 要であり、好ましくは 0. 12%以上、より好ましくは 0. 15%以上である。但し、溶接性 確保の観点から 0. 28%以下に抑えるのがよぐ好ましくは 0. 25%以下、より好ましく は 0. 23%以下、更により好ましくは 0. 20%以下である。 [0033] Si: l. 0〜2. 0%
Siは、残留 γが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素であり、また固溶 強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させるには、 Siを 1. 0%以 上含有させることが必要である。好ましくは 1. 2%以上である。但し Si量が過剰にな ると、上記効果は飽和し、熱間脆性を起こすなど却って問題が生じるため、その上限 を 2. 0%とする。好ましくは 1. 8%以下である。
[0034] Mn: l. 0〜3. 0%
Mnは、 γを安定ィ匕し、所望の残留 γを得る為に必要な元素である。この様な作用 を有効に発揮させるには、 1. 0%以上含有させるのがよい。好ましくは 1. 3%以上、 より好ましくは 1. 6%以上である。但し 3. 0%を超えると、铸片割れが生じる等の悪影 響が現れる。好ましくは 2. 5%以下に抑える。
[0035] 本発明の鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部は実質的に鉄であるが、原料、 資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素として Ν (窒素)や 0. 01%以下 の 0 (酸素）、 0. 5%以下の Al、 0. 15%以下の Ρ、 0. 02%以下の S等の不可避不 純物の混入も許容され得る。但し、 Νが過剰に存在すると、窒化物が多量に析出し、 延性の劣化を引き起こす恐れがあるので、 Ν量は 0. 0060%以下に抑えることが好ま しぐより好ましくは 0. 0050%以下、更に好ましくは 0. 0040%以下である。鋼板中 の Ν量は少ないほど好ましいが、操業上の低減可能性を考慮すると、 Ν量の下限値 は 0. 0010%程度である。
[0036] 更に本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に（a) Nb、 Mo、 Niおよび Cuよ りなる群力 選択される少なくとも一種の元素、（b) Caおよび Zまたは REM、 (c)Ti および Zまたは V、等の元素を積極的に含有することも有用であり、含有される元素 の種類に応じて冷延鋼板の特性が更に改善される。これらの元素を含有するときの 範囲限定理由は次の通りである。
[0037] Nb : 0. 10%以下（0%を含まない） Mo : 1. 0%以下（0%を含まない）、 Ni: 0. 5% 以下（0%を含まない）、および Zまたは Cu: 0. 5%以下（0%を含まない）よりなる群 力 ]^尺される Φな〈 も一
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、残留 γの安定化や所定量 の確保に有効な元素である。上記元素は単独で使用しても良いし、 2種以上を併用 しても構わない。この様な作用を有効に発揮させる為には、 Nb:0.03%以上 (より好 ましくは 0.04%以上）， Mo:0.05%以上（より好ましくは 0.1%以上）、 Ni:0.05% 以上（より好ましくは 0.1%以上）、 Cu:0.05%以上（より好ましくは 0.1%以上）を 含有させることが推奨される。但し、過剰に添加しても上記効果が飽和してしまい、経 済的に無駄である為、その上限を夫々、 Nb:0.10%、 Mo:l.0%、 Ni:0.5%、 Cu :0.5%と定めた。より好ましくは Nb:0.08%以下、 Mo:0.8%以下、 Ni:0.4%以 下、 Cu:0.4%以下である。
[0038] Ca:0.003%以下（0%を含まない）、および Zまたは REM: 0.003%以下（0% 含まない）
Caおよび REM (希土類元素）は、鋼中硫ィ匕物の形態を制御し、加工性向上に有 効な元素であり、単独で、若しくは併用することができる。ここで本発明に用いられる 希土類元素としては、 Sc、 Y、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮さ せるには、夫々、 0.0003%以上（より好ましくは 0.0005%以上)含有させるのがよ い。但し、 0.003%を超えて添カ卩しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄 である。より好ましくは 0.0025%以下である。
[0039] Ti:0.1%以下 (0%を含まない）、および/または V:0. 1%以下 (0%を含まない)
これらの元素は、析出強化作用を有しており、高強度化に有用な元素である。この 様な作用を有効に発揮させる為には、 Ti:0.01%以上 (より好ましくは 0.02%以上 ), V:0.01%以上 (より好ましくは 0.02%以上）を、夫々添加することが推奨される 。但し、いずれの元素も 0.1%を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済 的に無駄である。より好ましくは Ti:0.08%以下、 V:0.08%以下である。
[0040] 次に、本発明の冷延鋼板を製造する為の方法について説明する。本発明の製造 方法は、上述した成分組成を満足する鋼材を用いて熱延工程、冷延工程、および焼 鈍工程 (またはめつき工程)を施すものである力 製法上のポイントは、特に焼鈍また はめつき工程における熱処理パターンを適切に制御してポリゴナル 'フェライトの生成 を増加させたところにある。以下、各工程について、順次説明する。
[0041] [熱延工程] 本発明では、熱延時の加熱開始温度（SRT)は通常程度でよぐ例えば 1100〜11 50°C程度である。また熱圧工程延における他の条件についても、特に限定されず、 通常実施される条件を適切に選択して実施すればよい。具体的には、熱延終了温 度 (FDT)を Ar
3点以上とし、平均冷却速度約 3〜50°C (好ましくは約 20°CZ秒)で 冷却し、約 500〜600°Cの温度で巻き取る等の条件を採用することができる。
[0042] [冷延工程]
上記熱延工程に引続き、冷延するが、冷延率は特に限定されず、通常実施される 条件 (約 30〜75%の冷延率）にて冷間圧延すれば良い。但し、再結晶の不均一化 を防止するという観点力 すれば、特に好ましくは冷延率を 40%以上、 70%以下に 制御することが推奨される。
[0043] [焼鈍工程またはめつき工程]
この工程は、最終的に所望の組織 (母相組織をペイ-ティック'フェライトとポリゴナ ル 'フェライトの混合組織とし、残留 Ίを含む TBF鋼）を確保する為に重要であり、特 に本発明では、均熱温度 (後記する T1)、均熱後の冷却パターン、およびオーステン パー温度 (後記する T2)を適切に制御することにより、所望の組織を得るところに特 徴がある。
[0044] 具体的には、
(i) A点以上の温度 (T1)で 10〜200秒間温度保持 (均熱)すること、
3
(ii) 1〜10°CZ秒以上の平均冷却速度 (CR1)で、温度 T1から下記（1)式で示さ れる温度 Tqまでー且冷却することによってフェライト変態を生じせしめ、
A - 250(°C)≤Tq≤A - 20(°C) …ひ）
3 3
(iii)温度 Tqから 11°CZ秒以上の平均冷却速度 (CR2)でフェライト変態およびパ 一ライト変態を避けながらべイナイト変態温度域 (T2；約 450〜32
0°C)まで急冷すること、および
(iv)該温度域 (T2)で 180〜600秒間保持すること (オーステンパー処理） [0045] まず、 A点以上の温度 (T1)での均熱は、炭化物を完全に溶解して所望の残留 γ
3
を形成するのに有効であり、また、均熱後の冷却工程で所定量のペイ-ティック 'フエ ライトを得る上でも有効である。更に上記温度 (T1)での保持時間は 10〜200秒とす るのがよい。短すぎると加熱による上記効果を十分享受することができず、一方、保 持時間が長すぎると結晶粒が粗大化するからである。好ましくは 20〜150秒である。
[0046] 次いで、温度 (T1)から 1〜10°CZ秒以上の平均冷却速度（CR1)で、温度 Tqまで ー且冷却することによってフェライト変態を生じせしめ、ペイ-ティック ·フェライト中に ポリゴナル ·フェライトを成長させる。このときの平均冷却速度 (CR1)が 1°CZ秒未満 では冷却中にポリゴナル 'フェライトが過度に生成することになる（50%超)。また、平 均冷却速度が 11°CZ秒よりも速くなると、ポリゴナル 'フ ライトが十分な量とならない (30%未満)。
[0047] 上記冷却は、温度 Tqまで行う必要がある力 この温度 Tqが高くなり過ぎると [A—
3
20 (°C)超]、ポリゴナル 'フェライトが十分な量得られない。また温度 Tqが低くなり過 ぎると、ポリゴナル 'フェライトが多量に生成することになる。
[0048] 本発明方法では、引き続き、温度 Tq (急冷開始温度)から i CZ秒以上の平均冷 却速度 (CR2)でフェライト変態およびパーライト変態を避けながらべイナイト変態温 度域 (T2 ;約 450〜320°C)まで急冷するものである力 このときの平均冷却速度 CR 2が i CZ秒未満では、冷却時にパーライトが生成し、また最終的に得られる残留 γが少なくなる。尚このときの平均冷却速度 (CR2)は、 15°CZ秒以上が好ましぐよ り好ましく 19°CZ秒以上とするのが良い。またこのときの冷却方法としては、空冷、ミ スト冷却または冷却時に使用するロールを水冷するなどして平均冷却速度を上記の 通り制御することで、規定量のペイ-ティック ·フェライトを確保できる。
[0049] 上記冷却速度 (CR2)の制御は、ベイナイト変態温度域 (T2；約 450〜320°C)まで 行う。該温度域 (T2)よりも高温域で早期に制御を終了し、その後、例えば著しく遅い 速度で冷却した場合には、残留 γが生成し難ぐ優れた伸びを確保できなくなるから である。一方、より低温域まで上記冷却速度で冷却する場合も、残留 γが生成し難く 、優れた伸びを確保し難くなるので好ましくな 、。
[0050] その後は、当該温度域 (Τ2)で 60〜600秒間保持するのがよ 、。 60秒間以上温度 保持することによって、残留 γへの C濃縮を短時間で効率よく進めて安定した多量の 残留 γが得られ、結果として、該残留 γによる TRIP効果を確実に発現させることが できる。より好ましくは 120秒間以上、更に好ましくは 180秒間以上保持する。一方、 温度保持時間が 600秒間を超えると、上記残留 γによる TRIP効果が十分に発揮さ れなくなるので好ましくない。該保持時間は、 480秒間以下とするのがより好ましい。
[0051] 実操業を考慮すると、上記焼鈍処理は、連続焼鈍設備を用いて行うのが簡便であ る。上記熱処理の具体的な手法としては、連続焼鈍ライン (CAL、実機)や連続合金 化溶融亜鉛めつきライン (CGL、実機）、 CALシユミレーター、ソルトバス等を用いた 加熱 ·冷却などが挙げられる。
[0052] 上記温度に保持後に常温まで冷却する方法については、特に限定されず、水冷や ガス冷却、空冷等を採用することができる。また、所望の金属組織が改変するなど本 発明の作用が損なわれない範囲で、冷間圧延板にめっき、更には合金化処理を行 つてもよく、この様な鋼板も本発明の範囲に包含される。尚、冷間圧延板にめっきを 施して溶融亜鉛めつきとする場合には、めっき条件が上記熱処理条件を満足するよう に設定し、該めっき工程で上記熱処理を行ってもよい。
[0053] 以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実 施例によって制限を受けるものではなぐ前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に 変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に 含まれる。
実施例
[0054] [実施例 1 (鋼中成分の検討) ]
本実施例では、表 1に示す種々の成分組成からなる鋼種 A〜L (残部： Feおよび不 可避不純物）を溶製してスラブを得た後、該スラブに熱間圧延を施した。熱間圧延に 際しては、 SRTを 1150°C、 FDTを 850°Cに制御して圧延を行い、 600°Cで巻き取り 、板厚 3. Ommの熱延鋼板を得た。更に、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧 延を施して板厚 1. 2mmの冷延鋼板とした。尚表 1における「A変態点」は、下記（3)
3
式によって求められた値である。
A変態点 = 910— 203 ( [C]) +44. 7[Si]— 30[Mn]—
3
15. 2[Ni] + 31. 5 [Mo] · '· (3)
但し、 [C] , [Si] , [Mn] , [Ni]および [Mo]は、夫々 C, Si, Mn, Niおよび Moの 含有量 (質量％)を示す。 [0055] その後、 CALシミュレーターで熱処理を行った。詳細には 900°Cの温度域 (T1)で 120秒間保持した後、 5°CZ秒の冷却速度（CR1)で 700°C (Tq)まで徐冷し、その 温度 (Tq)から 50°CZ秒の冷却速度 (CR2)で急冷を開始して 400°C (T2)まで冷却 し、当該温度域 (T2)で約 4分間 (約 240秒間)保持し、その後、室温まで冷却してコ ィルに巻き取った。
[0056] この様にして得られた各種鋼板の金属組織、前述した方法により算出した。ま^ JIS 5号試験片を用いて引張試験を行い、引張強度 (TS)、全伸び (EL)および均一伸 び (uniform-elongation:「u— EL」）を測定した。これらの結果を、引張強度と伸びの バランス (TS X EL)、および引張強度と均一伸びのバランス (TS X u-EL)と共に表 2に示す。
[0057] [表 1]
§s〔
Figure imgf000015_0001
卜
Figure imgf000016_0001
[0059] 表 1 2より以下の様に考察することができる。まず、表 2の No. 2 3 6〜： L 1はいず れも、本発明で規定する鋼中成分を満足する鋼材 (表 1の鋼種 No. B C F〜K)を 用い、本発明で規定する条件で熱処理した冷延鋼板であり、引張強度と伸びのバラ ンス、および引張強度と均一伸びのバランスに極めて優れている。これに対し、本発 明で特定する要件のいずれかを欠く下記例は、夫々以下の不具合を有している。
[0060] このうち No. 1のものは、 C量が少ない鋼種 Aを用いた例であり、所定量の残留 γを 十分に確保できず、かつペイ-ティック ·フェライトが少なくてポリゴナル ·フェライト主 体の組織となり、その結果、引張強度が確保できない。
[0061] No. 4のものは、 Si量が少ない鋼種 Dを用いた例であり、所定量の残留 γを確保で きず、引張強度と伸びのバランス、および引張強度と均一伸びのバランスが共に低下 している。 No. 5のものは、 Mnの含有量が多い鋼種 Eを用いた例であり、熱間圧延 時に間割れが発生したものである（その後の評価を行って 、な 、)。
[0062] [実施例 2 (熱処理条件の検討) ]
本実施例では、表 1の鋼種 C (本発明の範囲を満足する鋼種)を用い、実施例 1の 製造方法にお!、て、焼鈍条件の!/、ずれかが本発明の要件を外れて作成した冷延鋼 板 (No. 12〜19)における、組織や機械的特性に及ぼす影響について調べた。本 実施例における焼鈍条件は表 3に示す通りであり、それ以外の条件 (熱延条件およ び冷延条件）は、実施例 1に記載した通りである。
[0063] 得られた結果を表 4に示す。表 3、 4には参考までに、表 2の No. 3の結果、および これにめつきを施した例（No. 20)についても併記した。
[0064] [表 3]
Figure imgf000018_0001
Figure imgf000018_0002
Figure imgf000019_0001
り以下の様に考察することができる。まず No. 12のものは、加熱温度 (T1 ：均熱温度）を低くしたものであり（A変態点未満）、熱処理の当初よりポリゴナル 'フ
3
エライト多く存在することになる。また二相（ α + γ )の平衡状態からの冷却となるので 、フェライト変態が急速に進行し、ポリゴナル 'フェライトの占積率が多くなつて所定の 強度が得られない。
[0067] 尚、急冷開示温度 Tqが同じであっても、加熱温度 T1が低くなることによって、組織 が異なる理由については、次のように考えることができる。即ち、ペイ-ティック 'フェラ イトの核生成には、化学的駆動力（過冷却の場合の温度差 ΔΤ)が必要となるのであ る力 No. 12の場合には最初の冷却開始温度 (即ち、加熱温度 T1)が低いので、冷 却過程でこの駆動力が得られず、十分な量のペイ-ティック 'フ ライトが得られない 。そして、この冷却の間に、 C原子の拡散が進行し (フ ライト変態は拡散型変態）、ポ リゴナル.フェライトが成長することになると考えられる。
[0068] No. 13のものでは、冷却速度（CR1)が遅ぐ冷却中にポリゴナル 'フェライトが過 度に生じたので、所定の引張強度が得られず、引張強度と伸びのバランスが低下す ることになる。
[0069] No. 14のものでは、冷却速度（CR1)が速ぐポリゴナル 'フェライトが十分な量で 得られず、均一伸びが低下し、引張強度と均一伸びのバランスが低下することになる
[0070] No. 15のものでは、急冷開始温度 (Tq)が高いので [A— 11 (°C) ]、ポリゴナル ·
3
フェライトが十分な量で得られず、伸びおよび均一伸びが低下し、引張強度と伸びの ノ ランスおよび引張強度と均一伸びのバランスが低下することになる。
[0071] No. 16のものでは、急冷開始温度 (Tq)が低いので [A—301 (°C) ]、ポリゴナル-
3
フェライトが多量に生じたため（ペイ-ティック 'フェライトの量が少なくなる）、引張強 度が低下し、引張強度と伸びのバランスが低下している。
[0072] No. 17のものでは、冷却速度 (CR2)が遅ぐパーライトが生じ、また最終的に得ら れる残留 γが少なくなるので、良好な伸び、均一伸びが得られず、引張強度と伸び のバランスおよび引張強度と均一伸びのバランスが低下することになる。
[0073] No. 18のものでは、オーステンパー温度が高くなつており（600°C)、ポリゴナル 'フ エライトが多量に生じたため（ペイ-ティック 'フェライトの量が少なくなる）、引張強度 が低下し、 ΰ I張強度と伸びのバランスが低下して 、る。
No. 19のものでは、オーステンパー温度が低く（300°C)、残留 γが少なくなつて おり、良好な伸び、均一伸びが得られず、引張強度と伸びのバランスおよび引張強 度と均一伸びのバランスが低下して 、る。

Claims

請求の範囲
[1] 鋼中成分は、質量％で (以下、化学成分について同じ)、
C :0.10〜0.28%、
Si:l.0〜2.0%、
Mn:l.0〜3.0%、
を含有し、
組織は、全組織に対する占積率で、
べィニティック.フェライト：30〜65%、
ポリゴナル ·フェライト：30〜50%
残留オーステナイト： 5〜20%、
を満たすことを特徴とする均一伸びに優れた高強度冷延鋼板。
[2] 更に他の元素として、
Nb:0.10%以下（0%を含まない）、
Mo:l.0%以下（0%を含まない）、
Ni:0.5%以下（0%を含まない）、および
Cu:0.5%以下（0%を含まない）
よりなる群力 選択される少なくとも一種の元素を含有する請求項 1に記載の高強度 冷延鋼板。
[3] 更に他の元素として、
Ca :0.003%以下（0%を含まな!/、）、および Zまたは
REM:0.003%以下（0%を含まない）、
を含有する請求項 1または 2に記載の高強度冷延鋼板。
[4] 更に他の元素として、
Ti:0.1%以下（0%を含まない）、および Zまたは
V :0. 1%以下（0%を含まない）
を含有する請求項 1〜3のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
[5] 請求項 1〜4のいずれかに記載の冷延鋼板にめっきが施されたものであることを特 徴とするめっき鋼板。 請求項 1〜4のいずれかに記載の冷延鋼板を製造するに当り、熱間圧延および冷 間圧延を終了した鋼板を、 A 3変態点 (A 3 )以上の温度に加熱して均熱化した後、 1〜
10°CZ秒の平均冷却速度で、下記（1)式で示される温度 Tqまでー且冷却した後、 この温度から i ez秒以上の平均冷却速度でベイナイト変態温度域まで急冷する ことを特徴とする均一伸びに優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
A -250(°C)≤Tq≤A -20(°C) ···(!)
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