WO2010114131A1 - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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annealing
cold
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村上　俊夫
朗 伊庭野
英雄 畠
賢司 斉藤
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability used for automobile parts and the like and a method for producing the same, and more specifically, a high-strength steel sheet having an improved balance between elongation (total elongation) and stretch flangeability and its It relates to a manufacturing method.
  • steel sheets used for automobile frame parts and the like are required to have high strength for the purpose of collision safety and fuel efficiency reduction by reducing the weight of the car body, and excellent forming process for processing into complex frame parts Sex is also required.
  • the tensile strength TS is 780 MPa or more, TS ⁇ El is 14000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ El ⁇ ⁇ is 800,000 MPa ⁇ % ⁇ % or more (more preferably, the tensile strength TS is 780 MPa or more, TS ⁇ El is 15000 MPa ⁇ % or more, TS ⁇ El ⁇ ⁇ is 1000000 MPa ⁇ % ⁇ % or more, more preferably, the tensile strength TS is 780 MPa or more, TS ⁇ El is 16000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ El X ⁇ is required to be 1200,000 MPa ⁇ % ⁇ % or more).
  • Patent Document 1 discloses a high-tensile cold-rolled steel sheet containing 1.6 to 2.5% by mass in total of at least one of Mn, Cr, and Mo and substantially comprising a martensite single-phase structure.
  • the hole expansion ratio (stretch flangeability) ⁇ is 100% or more, but the elongation El does not reach 10%, and the above-mentioned required level is satisfied.
  • Patent Document 2 discloses a high-tensile steel sheet having a two-phase structure of ferrite with an area ratio of 65 to 85% and the balance tempered martensite.
  • Patent Document 3 discloses a high-tensile steel plate having a two-phase structure in which the average crystal grain sizes of ferrite and martensite are both 2 ⁇ m or less and the volume ratio of martensite is 20% or more and less than 60%. .
  • the inventions related to these high-tensile steel sheets are characterized by controlling the area ratio of the ferrite and the hard phase, and further controlling the particle size of both phases, but the strain amount in the ferrite, the deformability of the hard phase,
  • the technical idea is clearly different from the present invention which is characterized by controlling the distribution state of cementite particles present at the interface between the ferrite and the hard phase.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet with improved formability and a method for producing the same, which improves the balance between elongation and stretch flangeability.
  • the invention described in claim 1 % By mass (hereinafter the same for chemical components) C: 0.05 to 0.30%, Si: 3.0% or less (including 0%), Mn: 0.1 to 5.0%, P: 0.1% or less (including 0%), S: 0.010% or less (including 0%), Al: 0.001 to 0.10%, with the balance being composed of iron and inevitable impurities, It contains 10-80% area ratio ferrite, which is a soft phase, Including a retained austenite, martensite, and a mixed structure of retained austenite and martensite in a total area ratio of less than 5% (including 0%), Having the structure of tempered martensite and / or tempered bainite, the balance being the hard phase, In the frequency distribution curve of the Kernel Average Misoration value (hereinafter abbreviated as “KAM value”), The relationship between the ratio X KAM ⁇ 0.4 ° (unit:%) of the frequency at which the KAM value is 0.4 ° or less to the total frequency and the
  • Invention of Claim 2 is about the said cold-rolled steel plate, Ingredient composition further Nb: 0.02 to 0.40%, Ti: 0.01-0.20%, V: One or more of 0.01 to 0.20%, [% Nb] / 96 + [% Ti] / 51 + [% V] / 48) ⁇ 48 is 0.01 to 0.20 % To satisfy, The average particle diameter of the ferrite is 5 ⁇ m or less in terms of equivalent circle diameter, A precipitate having an equivalent circle diameter of 20 nm or more existing at the interface between the ferrite and the hard phase, and the distribution state of the precipitate containing one or more of Nb, Ti and V is 5 or less per 1 ⁇ m 2 of the hard phase. It is what.
  • the invention described in claim 3 relates to the cold-rolled steel sheet.
  • the component composition further contains Cr: 0.01 to 1.0%.
  • the component composition further includes one or more of Mo: 0.02 to 1.0%, Cu: 0.05 to 1.0%, and Ni: 0.05 to 1.0%.
  • the invention described in claim 5 relates to the cold-rolled steel sheet.
  • the component composition further includes Ca: 0.0005 to 0.01% and / or Mg: 0.0005 to 0.01%.
  • a steel material having the composition shown in claim 1 is hot-rolled under the following conditions (1) to (4), then cold-rolled, then annealed, and further tempered. It is a manufacturing method of a cold-rolled steel sheet.
  • Annealing conditions The temperature range of 600 to Ac1 ° C. is raised in a temperature rising pattern that satisfies both the following formulas I and II, and the annealing heating temperature: [(8 ⁇ Ac1 + 2 ⁇ Ac3) / 10] to 1000 ° C.
  • first cooling rate a cooling rate of 1 ° C./s or more and less than 50 ° C./s until a temperature equal to or higher than 0 ° C.
  • second cooling end temperature a temperature below the Ms point
  • second cooling rate a cooling rate of 50 ° C./s or less
  • tempering holding time 30 seconds or less
  • a steel material having the component composition shown in claim 2 is hot-rolled under the following conditions (1) to (4), cold-rolled, then annealed, and further tempered. It is a manufacturing method of a cold-rolled steel plate.
  • Annealing conditions The temperature range of 600 to Ac1 ° C.
  • annealing heating temperature [(8 ⁇ Ac1 + 2 ⁇ Ac3) / 10] to Annealing holding time at 1000 ° C .: Hold at 3600 s or less, then quench rapidly from the annealing heating temperature to a temperature below the Ms point at a cooling rate of 50 ° C./s or less, or from the annealing heating temperature to less than the annealing heating temperature At a cooling rate of 1 ° C./s or more and less than 50 ° C./s (referred to as “first cooling rate”) until a temperature of 600 ° C.
  • first cooling end temperature first cooling end temperature
  • second cooling rate second cooling rate
  • the amount of strain in the ferrite is controlled and the deformability is high.
  • ferrite which is a soft phase
  • tempered martensite and / or tempered bainite which is a hard phase
  • the amount of strain in the ferrite is controlled and the deformability is high.
  • the present inventors mainly have a high-phase structure having a multiphase structure composed of ferrite that is a soft phase and tempered martensite and / or tempered bainite (hereinafter sometimes referred to as “tempered martensite”) that is a hard phase.
  • tempered martensite a multiphase structure composed of ferrite that is a soft phase and tempered martensite and / or tempered bainite (hereinafter sometimes referred to as “tempered martensite”) that is a hard phase.
  • the steel sheet of the present invention is based on a multiphase structure similar to those of Patent Documents 2 and 3, and in particular controls the strain amount in ferrite and the deformability of the hard phase. Furthermore, the steel sheet of Patent Documents 2 and 3 is different in that the distribution state of cementite particles precipitated at the interface between the ferrite and the hard phase is controlled.
  • ⁇ Ferrite as a soft phase 10 to 80% in area ratio>
  • a multiphase steel such as ferrite-tempered martensite
  • deformation is mainly handled by ferrite with high deformability.
  • the elongation of a multiphase steel such as ferrite-tempered martensite is mainly determined by the area ratio of ferrite.
  • the area ratio of ferrite In order to ensure the target elongation, the area ratio of ferrite needs to be 10% or more (preferably 15% or more, more preferably 25% or more). However, since the strength cannot be secured if the ferrite is excessive, the area ratio of the ferrite is 80% or less (preferably 70% or less, more preferably 60% or less).
  • the balance between strength and elongation depends not only on the area ratio of ferrite but also on the presence form of ferrite. That is, in a state where the ferrite particles are connected to each other, stress concentrates on the ferrite side having high deformability and only the ferrite bears deformation, so that it is difficult to obtain an appropriate balance between strength and elongation.
  • the ferrite particles are surrounded by tempered martensite particles and / or bainite particles, which are hard phases, the hard phases are forcibly deformed. The balance between strength and elongation is improved.
  • the existence form of ferrite can be evaluated by, for example, the number of points where a line segment having a total length of 1000 ⁇ m intersects a ferrite grain boundary (interface between ferrite particles) or a ferrite-hard phase interface in a region having an area of 40000 ⁇ m 2 or more. it can.
  • the preferable condition of the existence form of ferrite for effectively exerting the above action is (“number of intersections with ferrite grain boundaries”) / (number of intersections with ferrite grain boundaries) + “ferrite-hard phase interface”
  • the number of intersections " is 0.5 or less.
  • Martensite simply means martensite that has not been tempered
  • stress concentrates around it, Since breakage is likely to occur, deterioration of stretch flangeability can be prevented by reducing residual austenite, martensite, and their mixed structure as much as possible.
  • the retained austenite, martensite and mixed structure thereof are less than 5% (preferably 0%) in the total area ratio, and the balance is a tempering which is a hard phase.
  • the structure is composed of martensite and / or tempered bainite.
  • the decrease in elongation due to the presence of strain in the ferrite improves the elongation by increasing the ferrite area ratio and decreases the degree of tempering of the hard phase.
  • the balance between strength and elongation can be secured.
  • the KAM value is an average value of the amount of crystal rotation (crystal orientation difference) between the target measurement point and the surrounding measurement points, and when this value is large, it indicates that strain exists in the crystal.
  • FIG. 1 illustrates a KAM value frequency distribution curve obtained by scanning a certain region with a scanning electron microscope for the steel of the present invention.
  • the KAM value frequency distribution curve shows two peaks.
  • the first peak with a KAM value near 0.2 ° is due to strain in the ferrite
  • the second peak with a KAM value near 0.6 ° is due to strain in the hard phase.
  • each peak moves to the high KAM value side.
  • the area ratio of ferrite increases, the first peak height increases.
  • X KAM ⁇ 0.4 ° is the ratio of the frequency with a KAM value of 0.4 ° or less to the total frequency
  • V ⁇ is the area ratio of ferrite
  • X KAM 0.6 to 0 .8 ° is the ratio of the frequency with a KAM value of 0.6 to 0.8 ° to the total frequency.
  • X KAM ⁇ 0.4 ° that is, the ratio of the frequency with a KAM value of 0.4 ° or less to the total frequency is considered to be a function of the amount of strain in the ferrite and the area ratio of the ferrite. by dividing by the area ratio V alpha, it is obtained as an index representing the amount of strain in ferrite. As the amount of strain in the ferrite increases, the first peak position moves to the high KAM value side, and X KAM ⁇ 0.4 ° / V ⁇ decreases.
  • X KAM ⁇ 0.4 ° / V ⁇ is set to 0.8 or more (preferably 0.9 or more, more preferably 1.1 or more). In other words, if X KAM ⁇ 0.4 ° is 30% or more, it means that 20% or more of ferrite with a small strain exists.
  • X KAM 0.6 to 0.8 ° , that is, the ratio of the frequency with the KAM value of 0.6 to 0.8 with respect to the total frequency indicates the amount of the hard phase having high deformability. If the ratio is 10% or more, the amount of the hard phase and the deformability are sufficient to ensure a balance between strength, elongation and stretch flangeability. On the other hand, if the ratio exceeds 20%, the amount of the hard phase becomes too large, so that elongation cannot be secured.
  • a preferable range of X KAM 0.6 to 0.8 ° is 12 to 18%, and a more preferable range is 13 to 16%.
  • coarse cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more are limited to 3 or less, preferably 2.5 or less, more preferably 2 or less per 1 ⁇ m 2 of the hard phase. .
  • each test steel sheet was mirror-polished, corroded with a 3% nital solution to reveal the metal structure, and then a scanning type with a magnification of 2000 times for approximately 5 fields of 40 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m area.
  • An electron microscope (SEM) image was observed and the area of the ferrite was determined by measuring 100 points per field of view by a point calculation method.
  • region containing cementite was made into the hard phase by image analysis, and the remaining area
  • the area ratio of each phase was computed from the area ratio of each area
  • N ⁇ / (N ⁇ + N ⁇ -TM ) means that there are few regions where ferrite particles and ferrite particles are continuous, that is, ferrite particles are not continuous and are surrounded by a hard phase. It is shown that.
  • Component composition of the steel sheet of the present invention C: 0.05 to 0.30% C is an important element that affects the area ratio of the hard phase and the amount of cementite precipitated in the hard phase and affects the strength, elongation, and stretch flangeability. If it is less than 0.05%, the strength cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 0.30%, in addition to the large amount of distortion during quenching, the amount of cementite increases and the dislocation is difficult to recover, indicating that the dislocation is lost and the hard phase has improved deformability.
  • the evaluation formula X KAM 0.6 to 0.8 ° ⁇ 10% cannot be obtained. If the tempering conditions are increased to a high temperature or a long time so as to satisfy this evaluation formula, the cementite becomes coarse, and the strength and stretch flangeability cannot be secured.
  • the range of C content is preferably 0.10 to 0.25%, more preferably 0.14 to 0.20%.
  • Si 3.0% or less (including 0%) Si has an effect of suppressing the coarsening of cementite particles during tempering, and is a useful element that contributes to both elongation and stretch flangeability. If it exceeds 3.0%, the formation of austenite at the time of heating is inhibited, so that the area ratio of the hard phase cannot be ensured and stretch flangeability cannot be ensured.
  • the range of Si content is preferably 0.50 to 2.5%, more preferably 1.0 to 2.2%.
  • Mn 0.1 to 5.0% Mn contributes to both elongation and stretch flangeability by increasing the deformability of the hard phase, in addition to having the effect of suppressing the coarsening of cementite during tempering, similar to Si. In addition, by increasing the hardenability, there is an effect of expanding the range of production conditions for obtaining a hard phase. If the content is less than 0.1%, the above effects cannot be sufficiently exhibited, so that it is impossible to achieve both elongation and stretch flangeability. On the other hand, if it exceeds 5.0%, the reverse transformation temperature becomes too low and recrystallization becomes impossible. And the balance of growth cannot be secured.
  • the range of Mn content is preferably 0.50 to 2.5%, more preferably 1.2 to 2.2%.
  • P 0.1% or less P is inevitably present as an impurity element and contributes to an increase in strength by solid solution strengthening, but segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries to increase stretch flangeability. Since it deteriorates, it is made 0.1% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
  • S 0.010% or less S is also unavoidably present as an impurity element, forms MnS inclusions, and becomes a starting point of cracks when expanding holes, thereby reducing stretch flangeability. .
  • S is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
  • N 0.01% or less N is also unavoidably present as an impurity element and lowers the elongation and stretch flangeability by strain aging, so the lower one is preferable, and the content is made 0.01% or less.
  • Al 0.001 to 0.10%
  • Al is added as a deoxidizing element and has the effect of making inclusions finer. Moreover, it combines with N to form AlN and reduces the solid solution N that contributes to the occurrence of strain aging, thereby preventing elongation and stretch flangeability from being deteriorated. If it is less than 0.001%, solute N remains in the steel, so strain aging occurs, and elongation and stretch flangeability cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 0.1%, the formation of austenite during heating is inhibited. The area ratio of the hard phase cannot be secured, and the stretch flangeability cannot be secured.
  • the steel of the present invention basically contains the above components, with the balance being substantially iron and impurities.
  • the tensile strength TS is 780 MPa by containing at least one of Nb, Ti, and V within the following ranges and performing the following structure control.
  • TS ⁇ El is 16000 MPa ⁇ % or more
  • TS ⁇ El ⁇ ⁇ is 1200,000 MPa ⁇ % ⁇ % or more.
  • Nb 0.02 to 0.40%
  • Ti 0.01 to 0.20%
  • V 0.01 to 0.20%
  • ⁇ 48 0.01 to 0.20%> Nb
  • Ti and V form fine MX type compounds (generic name for carbide, nitride and carbonitride), and the fine MX type compounds are particles that pin the growth of austenite during heating during annealing. By acting, it contributes to the refinement of ferrite grains, and the stretch flangeability is enhanced by refining the structure after hot rolling.
  • ⁇ Average diameter of ferrite 5 ⁇ m or less in equivalent circle diameter>
  • the average particle diameter of ferrite is 5 ⁇ m or less, preferably 4 ⁇ m or less, more preferably 3.5 ⁇ m or less in terms of equivalent circle diameter.
  • the average particle diameter of a ferrite is so preferable that it is small, it is very difficult to obtain a fine structure with an equivalent circle diameter of less than 0.2 ⁇ m, and the practical lower limit is 0.2 ⁇ m with an equivalent circle diameter.
  • ⁇ Distribution state of precipitates present in the hard phase in contact with the ferrite interface is a precipitate having an equivalent circle diameter of 20 nm or more, and includes one or more of Nb, Ti and V: 1 ⁇ m of the hard phase 5 or less per 2 >
  • Precipitates containing Nb, Ti, and V such as NbC, TiC, and VC have very high rigidity and critical shear stress compared to the parent phase, so the precipitate itself is not easily deformed even if the periphery of the precipitate is deformed. Therefore, when the size is 20 nm or more, a large strain is generated at the interface between the parent phase and the precipitate, and the breakage occurs.
  • stretch flangeability can be improved by restricting the existence density of coarse Nb, Ti, and V-containing precipitates.
  • the number of equivalent precipitates having a circle equivalent diameter of 20 nm or more and including one or more of Nb, Ti and V is 5 or less per 1 ⁇ m 2 of the hard phase, preferably It is limited to 3 or less, more preferably 2 or less.
  • Cr 0.01 to 1.0% Cr is a useful element that can improve stretch flangeability by suppressing the growth of cementite. If the addition is less than 0.01%, the above-described effects cannot be exhibited effectively. On the other hand, if the addition exceeds 1.0%, coarse Cr 7 C 3 is formed, and the stretch flangeability deteriorates. Resulting in.
  • [Preferred production method of the steel sheet of the present invention (part 1)]
  • steel having the above composition is melted and formed into a slab by ingot forming or continuous casting, and then hot-rolled.
  • the finish rolling finish temperature is set to Ar 3 or higher, and after cooling appropriately, winding is performed in the range of 450 to 700 ° C.
  • pickling is performed and then cold rolling is performed.
  • the cold rolling rate (hereinafter also referred to as “cold rolling rate”) is preferably about 30% or more.
  • annealing conditions As annealing conditions, the temperature range of 600 to Ac1 ° C. was raised with a stay time of (Ac1-600) s or more, and the annealing temperature was [(8 ⁇ Ac1 + 2 ⁇ Ac3) / 10] to 1000 ° C. Holding time: After holding for 3600 s or less, quench immediately from the annealing heating temperature to a temperature below the Ms point at a cooling rate of 50 ° C./s or from the annealing heating temperature to a temperature of 600 ° C. or more below the annealing heating temperature.
  • first cooling rate a cooling rate of 1 ° C./s or more and less than 50 ° C./s to (first cooling end temperature)
  • second cooling end temperature a temperature below the Ms point
  • the annealing heating temperature is less than [(8 ⁇ Ac1 + 2 ⁇ Ac3) / 10] ° C., the amount of transformation to austenite is insufficient during annealing heating, so that the amount of hard phase that transforms from austenite during subsequent cooling cannot be secured. On the other hand, heating exceeding 1000 ° C. is industrially difficult with existing annealing equipment.
  • a preferable upper limit of the annealing heating temperature is [(1 ⁇ Ac1 + 9 ⁇ Ac3) / 10] ° C.
  • a preferred lower limit of the annealing and heating holding time is 60 s. By increasing the heating time, strain in the ferrite can be further removed.
  • the annealing heating temperature is Ac3 to 1000 ° C
  • the annealing heating temperature is 1 to 50 ° C / s, cooled to 550 ° C or more and 650 ° C or less, and then over 50 ° C / s to the Ms point or less. Rapid cooling is preferred. If the temperature is 550 ° C. or lower, bainite may be formed and the characteristics may be deteriorated. If the temperature is 650 ° C. or higher, the ferrite fraction may be too small to secure the characteristics.
  • tempering conditions As the tempering conditions, the temperature after the annealing cooling to the tempering heating temperature: from 420 ° C. to less than 670 ° C. is heated at a heating rate exceeding 5 ° C./s, and [tempering heating temperature ⁇ 10 ° C.] to tempering heating temperature.
  • the heating rate or cooling rate is 5 ° C./s or less, cementite nucleation / growth occurs during heating or cooling, and coarse cementite is formed, so that stretch flangeability cannot be secured.
  • the tempering heating temperature is less than 420 ° C.
  • the strain in the ferrite or hard phase is large, and it becomes impossible to secure the stretch and stretch flangeability.
  • the tempering heating temperature is 670 ° C. or higher or the tempering holding time exceeds 30 s, the strength of the hard phase is insufficient, and the strength of the steel sheet cannot be secured, or cementite becomes coarse and stretch flangeability deteriorates.
  • the preferred range of the tempering heating temperature is 450 ° C. or more and less than 650 ° C., the more preferred range is 500 ° C. or more and less than 600 ° C., the preferred range of the tempering holding time is 10 s or less, and the more preferred range is 5 s or less.
  • the [annealing condition] stipulates that “the temperature range of 600 to Ac1 ° C. is raised with a stay time of (Ac1-600) s or more” It is more preferable to raise the temperature in the temperature range of 600 to Ac1 ° C. with a temperature rising pattern that satisfies both the following formulas I and II.
  • the other production conditions are the same as those described above [Preferred production method of the steel sheet of the present invention (part 1)].
  • the cold rolling rate in the cold rolling was “preferably about 30% or more” in the above-mentioned [Preferred production method of the steel sheet of the present invention (part 1)].
  • the present inventors promote the recovery and recrystallization of ferrite by annealing for a long time before reverse transformation during annealing in the above-mentioned [Preferred production method of steel sheet of the present invention (part 1)].
  • the temperature range of 600 to Ac1 ° C. was raised with a stay time of (Ac1-600) s or more”.
  • cementite precipitated during cooling after melting of the steel material or cooling after hot rolling may remain in the structure of the steel sheet before annealing.
  • cementite remaining in the steel sheet structure becomes coarse when the temperature rises during annealing, and this coarsened cementite is brought in until after the tempering process, which may deteriorate the stretch flangeability of the steel sheet after the heat treatment. I understood it.
  • the recrystallization rate X is used as an index that quantitatively represents the degree of ferrite recovery and recrystallization
  • cementite is used as an index that quantitatively represents the degree of cementite coarsening.
  • the particle radius r was adopted, and first, the effects of the treatment temperature and treatment time on these indices were investigated.
  • the recrystallization rate X is expressed by the following formula 1 as a result of examining the effects of the recrystallization temperature and time using a material in which the initial dislocation density ⁇ 0 is changed by changing the cold rolling rate. I found out that I can do it.
  • Formula 1: X 1 ⁇ exp [ ⁇ exp ⁇ A 1 ln (D Fe ) + A 2 ln ( ⁇ 0 ) ⁇ A 3 ⁇ ⁇ t n ] (Here, A 1 , A 2 , A 3 , n: constant)
  • the correlation between the initial dislocation density ⁇ 0 and the cold rolling rate [CR] was investigated using steel sheets cold-rolled at 20 to 80% on various steel materials. As a result, it was found that it can be expressed by the following formula 3.
  • B 1 1.54 ⁇ 10 15
  • the recrystallization rate was calculated using the definition formula of ( ⁇ 180Hv).
  • 180Hv in the above definition formula is the lowest hardness that does not soften any more when heat treatment is performed by sequentially extending the holding time in the state where the holding temperature is the highest, and it is sufficiently annealed and re-applied. This corresponds to the hardness of the state where crystallization is completed and completely softened.
  • Formula 1 and Formula 4 are formulas when T is constant, these formulas are changed to a temperature T (t) as a function of time t so that they can be applied to the temperature raising process, Equations I and II were derived by transforming them to integrate in the residence time between 600 and Ac1 ° C.
  • the relationship between the recrystallization ratio X and cementite particle radius r calculated using the formulas I and II and the mechanical properties of the steel sheet after heat treatment (annealing + tempering) was investigated. From the results of the investigation, as a more preferable annealing condition, the value of TS ⁇ E1 ⁇ ⁇ of the steel plate after heat treatment is more than 1500,000 MPa ⁇ % ⁇ %, which is higher than the desired level described in the above [Background Art] section. As a result of obtaining the combination of r, X ⁇ 0.8 and r ⁇ 0.19 were obtained.
  • the hot rolling was finished at a finish rolling finish temperature: 900 ° C. or higher, and then the cooling time to 550 ° C. was cooled at [(finish finish finish temperature ⁇ 550 ° C.) / 20] s or less. Then, it winds at winding temperature: 500 degrees C or less.
  • the MX type compound After preventing the precipitation of MX type compound during hot rolling, the MX type compound is finely precipitated in the heating process during the subsequent annealing, so that the structure can be refined without becoming the starting point of fracture. Can improve the stretch flangeability.
  • ⁇ Finish rolling finish temperature 900 ° C. or higher>
  • finish rolling finish temperature is less than 900 ° C.
  • the MX type compound is precipitated during hot rolling, and the precipitate grows and becomes coarse in the heating process during the subsequent annealing, and the stretch flangeability deteriorates.
  • ⁇ Winding temperature 500 ° C. or less>
  • the winding temperature exceeds 500 ° C., precipitates are formed or coarsened during winding, and stretch flangeability deteriorates.
  • cold rolling rate (hereinafter also referred to as “cold rolling rate”) is preferably about 30% or more. Then, after the cold rolling, annealing and further tempering are performed.
  • annealing conditions As annealing conditions, the temperature range of 600 to Ac1 ° C. was raised with a stay time of (Ac1-600) s or more, and the annealing temperature was [(8 ⁇ Ac1 + 2 ⁇ Ac3) / 10] to 1000 ° C. Holding time: After holding for 3600 s or less, quench immediately from the annealing heating temperature to a temperature below the Ms point at a cooling rate of 50 ° C./s or from the annealing heating temperature to a temperature of 600 ° C. or more below the annealing heating temperature.
  • first cooling rate a cooling rate of 1 ° C./s or more and less than 50 ° C./s to (first cooling end temperature)
  • second cooling end temperature a temperature below the Ms point
  • the annealing heating temperature is less than [(8 ⁇ Ac1 + 2 ⁇ Ac3) / 10] ° C., the amount of transformation to austenite is insufficient during annealing and heating, and the amount of hard phase that transforms from austenite during subsequent cooling cannot be secured. On the other hand, heating exceeding 1000 ° C. is industrially difficult with existing annealing equipment.
  • a preferable upper limit of the annealing heating temperature is [(1 ⁇ Ac1 + 9 ⁇ Ac3) / 10] ° C.
  • a preferred lower limit of the annealing and heating holding time is 60 s. By increasing the heating time, strain in the ferrite can be further removed.
  • the annealing heating temperature is Ac3 to 1000 ° C
  • the annealing heating temperature is 1 to 50 ° C / s, cooled to 550 ° C or more and 650 ° C or less, and then over 50 ° C / s to the Ms point or less. Rapid cooling is preferred. If the temperature is 550 ° C. or lower, bainite may be formed and the characteristics may be deteriorated. If the temperature is 650 ° C. or higher, the ferrite fraction may be too small to secure the characteristics.
  • tempering conditions As the tempering conditions, the temperature after the annealing cooling to the tempering heating temperature: from 420 ° C. to less than 670 ° C. is heated at a heating rate exceeding 5 ° C./s, and [tempering heating temperature ⁇ 10 ° C.] to tempering heating temperature. Time (tempering holding time) existing in the temperature region between: After 20 s or less, it may be cooled at a cooling rate of more than 5 ° C./s.
  • the heating rate or cooling rate is 5 ° C./s or less, cementite nucleation / growth occurs during heating or cooling, and coarse cementite is formed, so that stretch flangeability cannot be secured.
  • the tempering heating temperature is less than 420 ° C.
  • the strain in the ferrite or hard phase is large, and it becomes impossible to secure the stretch and stretch flangeability.
  • the tempering heating temperature is 670 ° C. or higher or the tempering holding time exceeds 20 s, the strength of the hard phase becomes insufficient, and the strength of the steel plate cannot be secured.
  • the preferred range of the tempering heating temperature is 450 ° C. or more and less than 650 ° C., the more preferred range is 500 ° C. or more and less than 600 ° C., the preferred range of the tempering holding time is 10 s or less, and the more preferred range is 5 s or less.
  • the [annealing conditions] stipulates that “the temperature range of 600 to Ac1 ° C. is raised with a stay time of (Ac1-600) s” It is more preferable to raise the temperature in the temperature range of 600 to Ac1 ° C. with a temperature raising pattern that satisfies both the following formulas I ′ and II ′.
  • the other production conditions are the same as those described above [Preferred production method of the steel sheet of the present invention (part 3)].
  • the cold rolling rate in the cold rolling was set to “30% or more” in the above [Preferred production method of the steel sheet of the present invention (part 3)], but in this example, the initial dislocation density described later is used. This is the range in which the expression 7 representing the relationship is established, and is in the range of 20 to 80%).
  • more preferable annealing conditions are not only to promote recovery / recrystallization of ferrite but also to the structure of the steel sheet before annealing. It is necessary to adopt a temperature rising pattern that promotes recovery and recrystallization of ferrite while preventing coarsening of the cementite remaining therein.
  • C 0.17%, Si: 1.35%, Mn: 2.0%, Nb: 0%, Ti: 0.04%, V: 0%
  • the actual cold-rolled steel sheet (sheet thickness: 1.6 mm) that has been cold-rolled at a cold rolling rate of 36% (before annealing and tempering) and the actual cold-rolled steel sheet with a cold rolling rate of 36% are further cooled.
  • Two types of cold-rolled steel sheets that were cold-rolled to a cold rolling rate of 60% were used as test materials.
  • the recrystallization rate was calculated using the definition formula of ( ⁇ 180Hv).
  • 180Hv in the above definition formula is the lowest hardness that does not soften any more when the heat treatment is performed by sequentially extending the holding time in the state where the holding temperature is the highest, and it is sufficiently annealed and re-applied. This corresponds to the hardness of the state where crystallization is completed and completely softened.
  • Equations I ′ and II ′ were derived by transforming into an integral form with a residence time between 600 and Ac1 ° C.
  • the relationship between the recrystallization ratio X and the cementite particle radius r calculated using the formulas I ′ and II ′ and the mechanical properties of the steel sheet after the heat treatment (annealing + tempering) was investigated. From the results of the investigation, as a more preferable annealing condition, the value of TS ⁇ E1 ⁇ ⁇ of the steel plate after heat treatment is 1800000 MPa ⁇ % ⁇ % or more, which exceeds the desired level described in the above [Background Art] section. As a result of obtaining the combination of r, X ⁇ 0.8 and r ⁇ 0.19 were obtained.
  • Example 1 Steels having the components shown in Table 1 below were melted to produce 120 mm thick ingots. This was hot rolled to a thickness of 25 mm, and then hot rolled again to a thickness of 3.2 mm. After pickling this, it cold-rolled to 1.6 mm in thickness to make a test material, and heat-treated on the conditions shown in Table 2 and Table 3.
  • Steel No. 1 to 32 and 35 were heated from 600 ° C. to T1 (° C.) (however, 600 ° C. ⁇ T1 ⁇ Ac1) as a temperature rising pattern from 600 ° C. to Ac1 during annealing at a predetermined temperature rising rate. Thereafter, it is held for a certain time at T1, and thereafter, T1 to Ac1 are heated at a predetermined temperature increase rate.
  • tensile strength TS, elongation El, and stretch flangeability were measured.
  • the tensile strength TS and elongation El were measured in accordance with JIS Z 2241 by preparing No. 5 test piece described in JIS Z2201 with the long axis perpendicular to the rolling direction.
  • stretch flangeability performed the hole expansion test according to the iron continuous standard JFST1001, and measured the hole expansion rate, and made this the stretch flangeability.
  • steel no. 1, 2, 7, 11, 14, 16-21, 24, 25, 27-36 all have a tensile strength TS of 780 MPa or more, TS ⁇ El of 14000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ El ⁇ ⁇ .
  • TS tensile strength
  • steel No. in particular. Nos. 32, 33, 35 and 36 satisfy both X ⁇ 0.8 and r ⁇ 0.19, which are the recommended conditions of the above-mentioned [Preferred production conditions of the present invention (Part 2)], in the temperature rising pattern during annealing. Therefore, TS ⁇ E1 ⁇ ⁇ satisfies a level of more than 1500,000 MPa ⁇ % ⁇ %, far exceeding the desired level, and a high-strength cold-rolled steel sheet having an excellent balance of mechanical properties was obtained.
  • steel No. which is a comparative example. 3 to 6, 8 to 10, 12, 13, 15, 22, 23, and 26 are inferior in at least one of TS ⁇ E1 and TS ⁇ E1 ⁇ ⁇ .
  • steel No. 3 to 6 and 8 to 10 do not satisfy at least one of the requirements for defining the structure of the present invention because the annealing condition or the tempering condition is out of the recommended range, and TS ⁇ El, TS ⁇ El ⁇ ⁇ At least one of them is inferior.
  • steel No. No. 15 is inferior in TS ⁇ E1 ⁇ ⁇ because the C content is too high and the amount of coarsened cementite particles increases too much.
  • Example 2 Steels having the components shown in Table 6 below were melted to produce 120 mm thick ingots. This was hot rolled to a thickness of 25 mm, and then hot rolled again to a thickness of 3.2 mm. After pickling this, it cold-rolled to 1.6 mm in thickness to make a test material, and heat-treated on the conditions shown in Table 7 and Table 8.
  • Steel No. 1 to 35 as a temperature rising pattern from 600 ° C. to Ac1 during annealing, after heating from 600 ° C. to T1 (° C.) (where 600 ° C. ⁇ T1 ⁇ Ac1) at a predetermined temperature rising rate, This is held for a certain time at T1, and then heated from T1 to Ac1 at a predetermined rate of temperature increase.
  • tensile strength TS, elongation El, and stretch flangeability were measured.
  • the tensile strength TS and elongation El were measured in accordance with JIS Z 2241 by preparing No. 5 test piece described in JIS Z2201 with the long axis perpendicular to the rolling direction.
  • stretch flangeability performed the hole expansion test according to the iron continuous standard JFST1001, and measured the hole expansion rate, and made this the stretch flangeability.
  • Steel No. 1, 2, 10, 13 to 17, 20, 22, 23, 26, 27, 30 to 36 all have a tensile strength TS of 780 MPa or more, TS ⁇ El of 16000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ El
  • TS ⁇ El A high-strength cold-rolled steel sheet having an excellent balance between elongation and stretch flangeability, in which ⁇ ⁇ satisfies 1200000 MPa ⁇ % ⁇ % or more, was obtained.
  • steel No. which is a comparative example. 3 to 9, 11, 12, 18, 19, 21, 24, 25, 28, 29 are inferior in at least one of TS, TS ⁇ E1 and TS ⁇ E1 ⁇ ⁇ .
  • steel No. 3 to 9, 11 and 12 do not satisfy at least one of the requirements for defining the structure of the present invention because the annealing condition or the tempering condition is out of the recommended range, and TS ⁇ El, TS ⁇ El ⁇ ⁇ At least one of them is inferior.
  • steel No. No. 21 is inferior in TS ⁇ E1 and TS ⁇ E1 ⁇ ⁇ because the C content is too high and the amount of coarsened cementite particles increases too much.
  • TS ⁇ E1 and TS ⁇ E1 ⁇ ⁇ are ferrite grains, although they are acceptable levels at the level of Example 1 described above. It is slightly inferior to other examples that satisfy the conditions of 5 ⁇ m or less.
  • the present invention can be applied to cold-rolled steel sheets used for automobile parts and the like.

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Abstract

　本発明の冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む)、Ｍｎ：０．１～５．０％、Ｐ：０．１％以下(０％を含む)、Ｓ：０．０１０％以下(０％を含む)、Ａｌ：０．００１～０．１０％、残部:主として鉄からなる成分組成を有し、面積率で、フェライト:１０～８０％、残留オーステナイトとマルテンサイトの合計:５％未満(０％を含む)、残部:硬質相からなる組織を有し、ＫＡＭ値の頻度分布曲線において、ＫＡＭ値≦０．４°の比率ＸＫＡＭ≦０．４°と、フェライト面積率Ｖαとの関係がＸＫＡＭ≦０．４°/Ｖα≧0.8を満たすとともに、ＫＡＭ値＝０．６～０．８の比率ＸＫＡＭ＝０．６～０．８°が１０～２０％であり、かつ、フェライトと界面を接する硬質相中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、硬質相１μｍ２当たり３個以下であり、伸びと伸びフランジ性のバランスが改善され、より成形性に優れている。

Description

冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車部品等に用いられる加工性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、伸び（全伸び）と伸びフランジ性のバランスが改善された高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　例えば自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的として高強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。
　このため、引張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板であって、伸び（全伸び；Ｅｌ）と伸びフランジ性（穴広げ率；λ）のバランスが改善された高強度鋼板の提供が切望されており、例えば、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１４０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λが８０００００ＭＰａ・％・％以上（より好ましくは、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１５０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λが１００００００ＭＰａ・％・％以上、更に好ましくは、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λが１２０００００ＭＰａ・％・％以上）のものが要望されている。
　上記のようなニーズを受けて、種々の組織制御の考え方に基づき、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善した高強度鋼板が多数提案されているものの、伸びと伸びフランジ性のバランスが上記要望レベルを満足するように両立させたものはまだ少ないのが現状ある。
　例えば、特許文献１には、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を合計で１．６～２．５質量％含有し、実質的にマルテンサイトの単相組織からなる高張力冷延鋼板が開示されており、引張強度９８０ＭＰａ級の鋼板において、その穴広げ率（伸びフランジ性）λは１００％以上が得られているものの、伸びＥｌは１０％に達しておらず、上記要望レベルは満足していない。
　また、特許文献２には、フェライトが面積率で６５～８５％で残部が焼戻しマルテンサイトの二相組織からなる高張力鋼板が開示されている。
　また、特許文献３には、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径がともに２μｍ以下であり、マルテンサイトの体積率が２０％以上６０％未満の二相組織からなる高張力鋼板が開示されている。
　上記特許文献２および３に開示された高張力鋼板はいずれも、変形能の高いフェライトを多量に混入させることで、１０％を超える伸びを確保し、上記要望レベルを満足するものも存在する。しかしながら、これらの高張力鋼板に係る発明は、フェライトと硬質相の面積比率、さらにはこれら両相の粒径を制御することを特徴とするものの、フェライト中の歪量、硬質相の変形能、さらにはフェライトと硬質相の界面に存在するセメンタイト粒子の分布状態の制御を特徴とする本願発明とは明らかに技術思想を異にするものである。
日本国特開２００２－１６１３３６号公報 日本国特開２００４－２５６８７２号公報 日本国特開２００４－２３２０２２号公報
　そこで本発明の目的は、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善した、より成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
　請求項１に記載の発明は、
　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．１～５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．００１～０．１０％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　軟質相であるフェライトを面積率で１０～８０％含むとともに、
　残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織を、面積率の合計で５％未満（０％を含む）含み、
　残部が硬質相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
　Ｋｅｒｎｅｌ  Ａｖｅｒａｇｅ  Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値（以下、「ＫＡＭ値」と略称する。）の頻度分布曲線において、
　全頻度に対する、該ＫＡＭ値が０．４°以下の頻度の比率ＸＫＡＭ≦０．４°（単位：％）と、フェライトの面積率Ｖα（単位：％）との関係が、ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖα≧０．８を満たすとともに、
　全頻度に対する、前記ＫＡＭ値が０．６～０．８の頻度の比率ＸＫＡＭ=０．６～０．８°が１０～２０％であり、かつ、
　前記フェライトと界面を接する硬質相中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、該硬質相１μｍ２当たり３個以下である
ことを特徴とする冷延鋼板である。
　請求項２に記載の発明は、上記冷延鋼板について、
成分組成が、更に、
　Ｎｂ：０．０２～０．４０％、
　Ｔｉ：０．０１～０．２０％、
　Ｖ：０．０１～０．２０％の１種以上を、
　［％Ｎｂ］／９６＋［％Ｔｉ］／５１＋［％Ｖ］／４８）×４８が０．０１～０．２０
％を満足するように含み、
　前記フェライトの平均粒径が円相当直径で５μｍ以下であり、
　前記フェライトと前記硬質相の界面に存在する円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種以上を含む析出物の分布状態が、前記硬質相１μｍ２当たり５個以下としたものである。
　請求項３に記載の発明は、上記冷延鋼板について、
成分組成が、更に、Ｃｒ：０．０１～１．０％を含むものである。
　請求項４に記載の発明は、上記冷延鋼板について、
成分組成が、更に、Ｍｏ：０．０２～１．０％、Ｃｕ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％の１種以上を含むものである。
　請求項５に記載の発明は、上記冷延鋼板について、
成分組成が、更に、Ｃａ：０．０００５～０．０１％、および／またはＭｇ：０．０００５～０．０１％を含むものである。
　請求項６に記載の発明は、
　請求項１に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)～(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする伸冷延鋼板の製造方法である。
(1)熱間圧延条件
　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
　巻取温度：４５０～７００℃
(2)冷間圧延条件
　冷間圧延率：２０～８０％
(3)焼鈍条件
　６００～Ａｃ１℃の温度域を、下記式Ｉおよび式ＩＩをともに満足する昇温パターンで昇温し、焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］～１０００℃にて、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（「第１冷却終了温度」という。）まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度（「第１冷却速度」という。）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（「第２冷却終了温度」という。）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（「第２冷却速度」という。）で急冷する。
(4)焼戻し条件
　上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：４２０℃以上６７０℃未満までの間を５℃／ｓ超の加熱速度で加熱し、［焼戻し加熱温度－１０℃］～焼戻し加熱温度の間の温度領域に存在する時間（「焼戻し保持時間」という。）：３０ｓ以下とした後、５℃／ｓ超の冷却速度で冷却する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　請求項７に記載の発明は、
　請求項２に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)～(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする冷延鋼板の製造方法である。
(1)熱間圧延条件
　仕上げ圧延の終了温度：Ａｒ３点以上
　巻き取り温度：４５０～７００℃
(2)冷間圧延条件
　冷間圧延率：２０～８０％
(3)焼鈍条件
　６００～Ａｃ１℃の温度域を、下記式Ｉ’および式ＩＩ’をともに満足する昇温パターンで昇温し、焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］～１０００℃にて、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（「第１冷却終了温度」という。）まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度（「第１冷却速度」という。）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（「第２冷却終了温度」という。）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（「第２冷却速度」という。）で急冷する。
(4)焼戻し条件
　上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：４２０℃以上６７０℃未満までの間を５℃／ｓ超の加熱速度で加熱し、［焼戻し加熱温度－１０℃］～焼戻し加熱温度の間の温度領域に存在する時間（「焼戻し保持時間」という。）：３０ｓ以下とした後、５℃／ｓ超の冷却速度で冷却する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　本発明によれば、主として、軟質相であるフェライトと、硬質相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる複相組織鋼において、フェライト中の歪量を制御するとともに、変形能の高い硬質相を適量導入し、さらにフェライトと硬質相の界面に存在するセメンタイト粒子の分布状態を制御することで、伸びを確保しつつ、伸びフランジ性を改善することが可能となり、伸びと伸びフランジ性のバランスが高められた、より成形性に優れた高強度鋼板を提供できるようになった。
ＫＡＭ値の頻度分布を示すグラフ図である。
　本発明者らは、主として、軟質相であるフェライトと、硬質相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイト（以下、「焼戻しマルテンサイト等」ということあり。）からなる複相組織を有する高強度鋼板に着目し、伸びを確保しつつ伸びフランジ性を改善できれば、上記要望レベルを満足しうる高強度鋼板が得られると考え、強度と伸びと伸びフランジ性の間のバランスに及ぼす各種要因の影響を調査するなど鋭意検討を行ってきた。その結果、フェライトの割合のみならず、該フェライト中の歪量を制御するとともに、硬質相の変形能を制御し、さらに該フェライトと硬質相の界面に析出するセメンタイトを微細化することで、伸びを確保しつつ伸びフランジ性を向上できることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。
　以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
　上述したとおり、本発明鋼板は、上記特許文献２、３と近似の複相組織をベースとするものであるが、特に、フェライト中の歪量を制御するとともに、硬質相の変形能を制御し、さらにフェライトと硬質相の界面に析出したセメンタイト粒子の分布状態が制御されている点で、上記特許文献２、３の鋼板とは相違している。
＜軟質相であるフェライト：面積率で１０～８０％＞
　フェライト－焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライト－焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
　目標とする伸びを確保するためには、フェライトの面積率は１０％以上（好ましくは１５％以上、さらに好ましくは２５％以上）が必要である。ただし、フェライトが過剰になると強度が確保できなくなるので、フェライトの面積率は８０％以下（好ましくは７０％以下、さらに好ましくは６０％以下）とする。
　なお、フェライト－焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼においては、強度と伸びのバランスは、フェライトの面積率だけでなく、フェライトの存在形態にも依存する。すなわち、フェライト粒子同士が連結している状態では、変形能の高いフェライト側に応力が集中し、変形をフェライトのみが担うため、強度と伸びの適切なバランスが得られにくい。一方、フェライト粒子が、硬質相である、焼戻しマルテンサイト粒子および／またはベイナイト粒子に囲まれていると、この硬質相が強制的に変形させられるため、該硬質相も変形を担うようになり、強度と伸びのバランスが改善される。
　フェライトの存在形態は、例えば、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒界（フェライト粒子同士の界面）またはフェライト－硬質相界面と交差する点の数で評価することができる。上記作用を有効に発揮させるための、フェライトの存在形態の好ましい条件は、（「フェライト粒界との交点数」）／（「フェライト粒界との交点数」＋「フェライト－硬質相界面との交点数」）が０．５以下である。
＜残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織：面積率の合計で５％未満（０％を含む）、残部：硬質相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織＞
　強度を確保しつつ脆化を防止するには、フェライトを除く領域を、主としてマルテンサイトおよび／またはベイナイトが焼戻しされた組織（焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織）にすることが有効である。その際、残留オーステナイトや焼戻しされていないマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」の表記は、焼戻しされていないマルテンサイトを意味するものとする。）が存在すると、その周囲に応力が集中し、破壊に至りやすくなるので、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびそれらの混合組織をできるだけ少なくすることで伸びフランジ性の劣化を防止できる。
　上記作用を有効に発揮させるためには、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびそれらの混合組織は、それらの合計の面積率で５％未満（好ましくは０％）とし、残部を、硬質相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織にする。
＜ＫＡＭ値０．４°以下の比率ＸＫＡＭ≦０．４°と、フェライト面積率Ｖαとの関係：ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖα≧０．８、
ＫＡＭ値０．６～０．８°の比率ＸＫＡＭ=０．６～０．８°：１０～２０％＞
　複相組織鋼の強度と伸びのバランスは、一般的にフェライト面積率と硬質相の変形能に依存する。一方、フェライト中の歪量は伸びに大きな影響を及ぼし、フェライト面積率が一定の場合、該歪量が大きければ伸びが低下する。
　強度と伸びのバランスだけを考慮した場合には、フェライト中に歪が存在することによる伸びの低下は、フェライト面積率を増加させて伸びを改善し、硬質相の焼戻しの度合いを低下させて強度を確保することで、強度と伸びのバランスは確保できる。
　ところが強度と伸びに加えて伸びフランジ性をも考慮した場合には、上記のようにフェライト中に歪が残存することに伴い伸びと強度のバランスを確保するためにフェライト面積率の増加、硬質相の強度上昇という処理を行うと、硬質相の変形能が低下するため、フェライトと硬質相の界面にひずみが集中し、伸びフランジ性が劣化することがわかった。
　この知見より、フェライト中の歪量を極力少なくすれば、同じ、強度と伸びのバランスを確保するのに必要なフェライト面積率を減少させて硬質相の変形能を高めることができるため、伸びフランジ性を高められ、その結果、強度と伸びと伸びフランジ性のバランスを改善できることがわかった。
　つまり、一定強度を確保しつつ、伸びと伸びフランジ性を確保するには、フェライト中の歪量を小さくすることと、硬質相の変形能を高めることが重要なポイントとなる。
　フェライト中の歪量と硬質相の変形能の評価には、ＫＡＭ値を用いることが有効である。
　ＫＡＭ値は、対象となる測定点とその周囲の測定点との間における結晶回転量（結晶方位差）の平均値であり、この値が大きいと結晶中に歪が存在することを示す。図１に、本発明鋼について走査型電子顕微鏡で一定領域を走査して求めたＫＡＭ値の頻度分布曲線を例示するが、このようにＫＡＭ値の頻度分布曲線は２つのピークを示す。ＫＡＭ値が０．２°付近の第１のピークは、フェライト中の歪によるものであり、ＫＡＭ値が０．６°付近の第２のピークは硬質相の歪によるものである。各相中の歪が大きくなるとそれぞれのピークが高ＫＡＭ値側に移動する。一方、例えばフェライトの面積率が増加すると第１のピーク高さが上昇する。これらの現象を勘案し、フェライト中の歪量および硬質相の変形能を簡便に表す指標として、ＸＫＡＭ≦０．４°／ＶαおよびＸＫＡＭ=０．６～０．８°をそれぞれ導入した。
　ここに、ＸＫＡＭ≦０．４°は、全頻度に対する、ＫＡＭ値が０．４°以下の頻度の比率であり、Ｖαは、フェライトの面積率であり、ＸＫＡＭ=０．６～０．８°は、全頻度に対する、ＫＡＭ値が０．６～０．８°の頻度の比率である。
　ＸＫＡＭ≦０．４°、すなわち全頻度に対する、ＫＡＭ値が０．４°以下の頻度の比率は、上述したことから、フェライト中の歪量およびフェライトの面積率の関数と考えられるので、フェライトの面積率Ｖαで割ることにより、フェライト中の歪量を表す指標としたものである。フェライト中の歪量が増加すると、第１のピーク位置が高ＫＡＭ値側に移動し、ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖαは小さくなる。
　フェライト中の歪量をできるだけ少なくするため、ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖαは０．８以上（好ましくは０．９以上、さらに好ましくは１．１以上）とする。つまり、ＸＫＡＭ≦０．４°が３０％以上ならば、歪みの小さいフェライトが２０％以上存在することを意味する。
　また、ＸＫＡＭ=０．６～０．８°、すなわち全頻度に対する、前記ＫＡＭ値が０．６～０．８の頻度の比率は、変形能の高い硬質相の量を示しており、この比率が１０％以上であれば強度と伸びと伸びフランジ性のバランスを確保できるだけの、硬質相の量と変形能を兼ね備えている。一方、前記比率が２０％を超えると硬質相の量が多くなりすぎるため、伸びが確保できなくなる。
　ＸＫＡＭ=０．６～０．８°の好ましい範囲は１２～１８％、さらに好ましい範囲は１３～１６％である。
＜前記フェライトと界面を接する硬質相中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態：該硬質相１μｍ２当たり３個以下＞
　上記のようにＫＡＭ値に関する要件を満足させることでフェライトと硬質相の界面での破壊を抑制できた場合、次に破壊の起点になるのは、フェライトと界面を接する硬質相中に析出したセメンタイトになる。このセメンタイト粒子が粗大になると変形時の応力集中が過大となり伸びフランジ性が確保できなくなるので、伸びフランジ性を確保するためには、セメンタイト粒子のサイズと存在密度を制御する必要がある。
　伸びフランジ性を確保するためには、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子は、硬質相１μｍ２当たり３個以下、好ましくは２．５個以下、さらに好ましくは２個以下に制限する。
　以下、各相の面積率、ＫＡＭ値、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度、ならびに、フェライトの存在形態の測定方法について説明する。
〔各相の面積率の測定方法〕
　まず、各相の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行ってフェライトの面積を求めた。また、画像解析によってセメンタイトを含む領域を硬質相とし、残りの領域を、残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織とした。そして、各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。
〔ＫＡＭ値の測定方法〕
　各供試鋼板を鏡面研磨し、さらに電解研磨した後、走査型電子顕微鏡（Ｐｈｉｌｉｐｓ社製ＸＬ３０Ｓ－ＦＥＧ）にて、１ｓｔｅｐ　０．２μｍで５００μｍ×５００μｍの領域の電子線後方散乱回折像を測定し、それを解析ソフト（テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステム）を用いて、各測定点におけるＫＡＭ値を求めた。
〔セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の測定方法〕
　セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、２．４μｍ×１．６μｍの領域３視野について倍率５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
〔フェライトの存在形態の測定方法〕
　各供試鋼板を鏡面に研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、８０μｍ×６０μｍ領域１０視野中に、それぞれ５０μｍの線分を２０本引き、それらの線分と交わるフェライト粒界の数Ｎαおよびフェライト－硬質相界面の数Ｎα－ＴＭを測定する。そして、フェライトの存在形態の評価指数として、粒界および界面に占めるフェライト粒界の割合Ｎα／（Ｎα＋Ｎα－ＴＭ）を求める。Ｎα／（Ｎα＋Ｎα－ＴＭ）の値が小さいということは、フェライト粒子とフェライト粒子が連続している領域が少ないこと、つまり、フェライト粒子が連続せず、硬質相に囲まれていることを示している。
　次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５～０．３０％
　Ｃは、硬質相の面積率および該硬質相中に析出するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０５％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．３０％超では焼入れ時に歪みが多量に入ることに加え、セメンタイトの量が多くなり転位が回復しにくくなることから、転位が抜けて変形能が高まった硬質相であることを示す評価式であるＸＫＡＭ=０．６～０．８°≧１０％が得られなくなる。この評価式を満たすように、焼戻し条件を高温ないし長時間化するとセメンタイトが粗大化し、強度や伸びフランジ性が確保できなくなる。
　Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１０～０．２５％、さらに好ましくは０．１４～０．２０％である。
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）
　Ｓｉは、焼戻し時におけるセメンタイト粒子の粗大化を抑制する効果を有し、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する有用な元素である。３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．５０～２．５％、さらに好ましくは１．０～２．２％である。
Ｍｎ：０．１～５．０％
　Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有することに加え、硬質相の変形能を高めることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する。また、焼入れ性を高めることで、硬質相が得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。０．１％未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、５．０％超とすると逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．５０～２．５％、さらに好ましくは１．２～２．２％である。
Ｐ：０．１％以下
　Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、 旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
Ｎ：０．０１％以下
　Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
Ａｌ：０．００１～０．１０％
　Ａｌは脱酸元素として添加され、介在物を微細化する効果を有する。また、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びや伸びフランジ性の劣化を防止する。０．００１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、０．１％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
　本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物である。
　また、このような本発明の鋼において、下記のような範囲でＮｂ，Ｔｉ，Ｖの１種以上を含有するようにすると共に、下記のような組織制御を行うことによって、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λが１２０００００ＭＰａ・％・％以上と更に好適な性能を発揮できるようになる。
＜Ｎｂ：０．０２～０．４０％、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｖ：０．０１～０．２０％の１種以上で、かつ、［％Ｎｂ］／９６＋［％Ｔｉ］／５１＋［％Ｖ］／４８）×４８＝０．０１～０．２０％＞
　Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、微細なＭＸ型化合物（炭化物、窒化物、炭窒化物の総称）を形成し、この微細なＭＸ型化合物が焼鈍の際の加熱時にオーステナイトの成長をピン止めする粒子として作用することで、フェライト粒の微細化に寄与し、熱間圧延後の組織を微細化することにより、伸びフランジ性を高める。Ｎｂ、ＴｉおよびＶの各含有量、ならびに、Ｖ換算合計含有量が上記各上限値を超えると、粗大なＭＸ型化合物が形成され、伸びフランジ性が劣化するとともに、これらの元素は再結晶を強く抑制する作用を有するため、冷間圧延後、焼鈍の際の加熱時に再結晶が抑制されてＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖαが０．８未満になり、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。一方、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの各含有量、ならびに、Ｖ換算合計含有量が上記各下限値を下回ると、上記フェライト粒微細化の効果が十分に得られなくなる。
＜フェライトの平均粒径：円相当直径で５μｍ以下＞
　フェライトを微細化させることによりフェライトと硬質相の界面など応力が集中しやすいサイトの数を増加させて応力を分散させることで、伸びフランジ性が改善される。
　上記作用を有効に発揮させるためには、フェライトの平均粒径は円相当直径で５μｍ以下、好ましくは４μｍ以下、さらに好ましくは３．５μｍ以下とする。なお、フェライトの平均粒径は、小さいほど好ましいが、円相当直径で０．２μｍ未満の微細組織を得ることは非常に困難であり、実質的な下限は円相当直径で０．２μｍである。
＜前記フェライトと界面を接する硬質相中に存在する析出物の分布状態が、円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種以上を含む析出物：前記硬質相１μｍ２当たり５個以下＞
　ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＶＣなどのＮｂやＴｉやＶを含む析出物は、母相に比べて剛性および臨界せん断応力が非常に高いため、析出物の周囲が変形しても析出物自体は変形しにくいため、２０ｎｍ以上のサイズになると母相と析出物との界面に大きなひずみが生じ、破壊が発生するようになる。このため、２０ｎｍ以上のＮｂやＴｉやＶを含む粗大な析出物が多量に存在すると伸びフランジ性が劣化する。したがって、粗大なＮｂやＴｉやＶ含有析出物の存在密度を制限することで、伸びフランジ性を改善することができる。
　上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種以上を含む粗大な析出物は、硬質相１μｍ２当たり５個以下、好ましくは３個以下、さらに好ましくは２個以下に制限する。
　以下、フェライトの平均粒径、析出物のサイズおよびその存在密度について説明する。
〔フェライトの平均粒径の測定方法〕
　前記した面積率の測定の際に測定した各フェライト粒の面積から円相当直径を算出して求めた。
〔析出物のサイズおよびその存在密度の測定方法〕
　析出物のサイズおよびその存在密度については、前記したセメンタイトの測定と同様に、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、２．４μｍ×１．６μｍの領域３視野について倍率５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察した。そして、２０ｎｍ以上の析出物について、ＦＥ－ＴＥＭに付随のＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いて析出物中にＮｂ、Ｔｉ、Ｖが存在していることを確認したものだけをカウントした。
　本発明の鋼には、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１～１．０％
　Ｃｒは、セメンタイトの成長を抑制することで、伸びフランジ性を改善できる有用な元素である。０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では粗大なＣｒ７Ｃ３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。
Ｍｏ：０．０２～１．０％、Ｃｕ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％の１種または２種以上
　これらの元素は、固溶強化により成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加ではコストが高くなりすぎる。
Ｃａ：０．０００５～０．０１％、および／または、Ｍｇ：０．０００５～０．０１％
　これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
　次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その１）〕
　本発明の請求項１に記載した冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０～７００℃の範囲で巻き取る。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）は３０％程度以上とするのがよい。
　そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。
［焼鈍条件］
　焼鈍条件としては、６００～Ａｃ１℃の温度域を（Ａｃ１－６００）ｓ以上の滞在時間で昇温し、焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］～１０００℃にて、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（第１冷却終了温度）まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度（第１冷却速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（第２冷却終了温度）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（第２冷却速度）で急冷するのがよい。
＜６００～Ａｃ１℃の温度域を（Ａｃ１－６００）ｓ以上の滞在時間で昇温＞
　逆変態前に高温域に長時間滞在させることでフェライトの回復・再結晶を促進させ、フェライト中のひずみを開放させるためである。
　６００～Ａｃ１℃の温度域を２００ｓ以上の滞在時間で昇温することが好ましく、１０００ｓ以上の滞在時間で昇温することがさらに好ましい。
＜焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］～１０００℃にて、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持＞
　焼鈍加熱時に面積率２０％以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質相を変態生成させるためである。
　焼鈍加熱温度が［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］℃未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成する硬質相の量が確保できなくなり、一方、１０００℃を超える加熱は、既存の焼鈍設備では工業的に困難である。
　また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
　焼鈍加熱温度の好ましい上限は［（１×Ａｃ１＋９×Ａｃ３）／１０］ ℃である。焼鈍加熱段階でフェライトとオーステナイトの混合組織にすると、フェライトがオーステナイトで囲まれた組織になるため、最終組織はフェライトが硬質相で囲まれた好ましい組織になる。
　焼鈍加熱保持時間の好ましい下限は６０ｓである。加熱時間を長時間化することでさらにフェライト中の歪を除去することができる。
＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
　冷却中にオーステナイトからフェライトが形成されることを抑制し、硬質相を得るためである。
　Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、鋼板の強度が確保できなくなる。
＜加熱温度未満で６００℃以上の温度まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度で徐冷＞
　面積率で５０％未満のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
　６００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトが過剰に形成され、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
　なお、焼鈍加熱温度がＡｃ３～１０００℃の場合には、焼鈍加熱温度から１～５０℃/sで、５５０℃以上、６５０℃以下まで冷却し、その後、５０℃／ｓ超でＭｓ点以下まで急冷することが好ましい。５５０℃以下ではベイナイトが形成され特性が劣化することがあり、また、６５０℃以上ではフェライト分率が少なすぎて特性を確保できないことがあるからである。
［焼戻し条件］
　焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：４２０℃以上６７０℃未満までの間を５℃／ｓ超の加熱速度で加熱し、［焼戻し加熱温度－１０℃］～焼戻し加熱温度の間の温度領域に存在する時間（焼戻し保持時間）：３０ｓ以下とした後、５℃／ｓ超の冷却速度で冷却すればよい。
　フェライトおよび硬質相中の歪（転位）の減少速度は温度に強く依存する一方、セメンタイト粒子のサイズは時間に依存する。したがって、歪を開放しながら転位を減少させるためには、焼戻しの温度を高くし、滞在時間を短くすることが有効となる。
　上記加熱速度ないし冷却速度が５℃／ｓ以下の場合は、加熱ないし冷却中にセメンタイトの核生成・成長が起り、粗大なセメンタイトが形成されるため、伸びフランジ性が確保できなくなる。
　焼戻し加熱温度が４２０℃未満では、フェライトないし硬質相中の歪が大きく、伸びや伸びフランジ性が確保できなくなる。
　一方、焼戻し加熱温度が６７０℃以上、あるいは、焼戻し保持時間が３０ｓを超えると、硬質相の強度が不足し、鋼板の強度が確保できなくなる、もしくはセメンタイトが粗大化し伸びフランジ性が劣化する。
　焼戻し加熱温度の好ましい範囲は４５０℃以上６５０℃未満、さらに好ましい範囲は５００℃以上６００℃未満であり、焼戻し保持時間の好ましい範囲は１０ｓ以下、さらに好ましい範囲は５ｓ以下である。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その２）〕
　上記〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その１）〕ではその［焼鈍条件］において、「６００～Ａｃ１℃の温度域を（Ａｃ１－６００）ｓ以上の滞在時間で昇温」すると規定したが、６００～Ａｃ１℃の温度域を、下記式Ｉおよび式ＩＩをともに満足する昇温パターンで昇温するのがより好ましい。なお、その他の製造条件は、上記〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その１）〕と同様である。ただし、冷間圧延における冷間圧延率は、上記〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その１）〕では「３０％以上程度とするのがよい」としたが、本例では、後記初期転位密度との関係を表す式３が成立する範囲である、２０～８０％の範囲とする。
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　すなわち、本発明者らは、上記〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その１）〕では焼鈍の際に、逆変態前に高温域に長時間滞在させることでフェライトの回復・再結晶を促進させ、フェライト中のひずみを開放させることを目的として、「６００～Ａｃ１℃の温度域を（Ａｃ１－６００）ｓ以上の滞在時間で昇温」することとしていた。
　しかしながら、本発明者らのその後の検討によれば、焼鈍前の鋼板の組織中には、鋼材溶製後の冷却の際や熱間圧延後の冷却の際に析出したセメンタイトが残留することがあり、この鋼板組織中に残留したセメンタイトが焼鈍時の昇温の際に粗大化し、この粗大化したセメンタイトが焼戻し処理後まで持ち込まれ、熱処理後の鋼板の伸びフランジ性を劣化させる可能性があることがわかった。
　このため、より好ましい焼鈍条件としては、単に、フェライトの回復・再結晶を促進させるだけではなく、焼鈍前の鋼板の組織中に残留するセメンタイトの粗大化を防止しつつ、フェライトの回復・再結晶を促進させるような昇温パターンを採用する必要があると考えた。
　そこで、このような昇温パターンを精度良く決定するため、フェライトの回復・再結晶の程度を定量的に表す指標として再結晶率Ｘと、セメンタイトの粗大化の程度を定量的に表す指標としてセメンタイト粒子半径ｒを採用し、先ず、これらの指標に及ぼす処理温度および処理時間の影響を調査した。
　ここで、再結晶率Ｘは、冷延率を変化させることにより初期転位密度ρ０を変化させた材料を用いて、再結晶温度、時間の影響を検討した結果、下記式１で表すことができることを見出した。
　式１：Ｘ＝１－ｅｘｐ［－ｅｘｐ{Ａ１ｌｎ（ＤＦｅ）＋Ａ２ｌｎ（ρ０）－Ａ３}・ｔｎ］
（ここに、Ａ１、Ａ２、Ａ３、ｎ：定数）
　そして、鉄の自己拡散率ＤＦｅは、
　式２：ＤＦｅ＝０．０１１８ｅｘｐ［－２８１５００／{Ｒ（Ｔ＋２７３）}］（ｍ２／ｓ）
（ここに、Ｔ：温度（℃）、Ｒ：ガス定数［＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ］）の関係が成り立つことが知られている（例えば、日本鉄鋼協会編、鉄鋼便覧　第３版、Ｉ　 基礎、丸善、１９８１年、ｐ.３４９参照）。
　また、初期転位密度ρ０については、各種鋼材に２０～８０％の冷延率で冷延を施した鋼板を用いて初期転位密度ρ０と冷延率［ＣＲ］との相関関係を調査した結果、下記式３で表すことができることがわかった。なお、転位密度の測定は、日本国特開２００８－１４４２３３号公報に開示した方法を用いた。
　式３：ρ０＝Ｂ１ｌｎ[（－ｌｎ{（１００－［ＣＲ］）／１００}]＋Ｂ２
（ここに、Ｂ１、Ｂ２：定数）
　上記調査結果に基づき、上記式３の定数Ｂ１、Ｂ２の値を決定した結果、冷延率［ＣＲ］：２０～８０％の範囲において、Ｂ１＝１．５４×１０１５、Ｂ２＝２．５１×１０１４が得られた。
　一方、セメンタイト粒子半径ｒは、ｒの３乗則で成長することが知られており、下記式４のように簡便に書き下すことができる（例えば、佐久間健人、日本金属学会会報、第２０巻、１９８１年、ｐ．２４７参照）。
　式４：ｒ３―ｒ０ ３＝Ａ・ｅｘｐ［－Ｑ／{Ｒ（Ｔ＋２７３）}］・ｔ
（ここに、Ａ、Ｑ：定数）
　そして、上記各関係式中の各定数の値を決定するため、以下の試験を実施した。
　本発明の成分組成の範囲内にある、Ｃ：０．１７％、Ｓｉ：１．３５％、Ｍｎ：２．０％を含有し、冷延率３６％で冷間圧延されたまま（昇鈍・焼戻し処理前）の実機冷延鋼板（板厚１．６ｍｍ）と、この冷延率３６％の実機冷延鋼板をさらに冷間圧延して冷延率６０％とした冷延鋼板の２種類を供試材とした。
　そして、上記２種類の冷延鋼板を、「急速加熱＋一定温度に所定時間保持＋急速冷却」のヒートパターンにて、種々の保持温度と保持時間の組み合わせで熱処理し、熱処理前後の鋼板の硬さをそれぞれ測定し、その硬さの変化と再結晶率とは強い相関関係にあると考えられるので、再結晶率＝（熱処理前の硬さ－熱処理後の硬さ）／（熱処理前の硬さ－１８０Ｈｖ）の定義式で再結晶率を算出した。ここに、前記定義式中の１８０Ｈｖは、最も保持温度が高い状態で、保持時間を順次延長して熱処理を行った際に、これ以上軟化しない最低の硬さであり、十分に焼鈍されて再結晶化が完了し完全に軟化された状態の硬さに相当する。
　このようにして算出した再結晶率Ｘのデータを、保持温度Ｔおよび保持時間ｔとの関係としてアブラミ・プロット（Ａｖｒａｍｉ　Ｐｌｏｔ）することにより、上記式１中の定数Ａ１、Ａ２、Ａ３、ｎの値を決定した結果、Ａ１＝０．８、Ａ２＝１．８、Ａ３＝３３．７、ｎ＝０．５８が得られた。
　また、上記２種類の冷延鋼板について、種々の保持温度Ｔと保持時間ｔの組み合わせで行った熱処理前後の鋼板組織中に存在するセメンタイト粒子の平均半径ｒ０、ｒをそれぞれ測定し、（ｒ３―ｒ０ ３）／ｔを１／Ｔに対してアレニウス・プロット（Ａｒｈｅｎｉｕｓ  Ｐｌｏｔ）することにより、式４中の定数Ａ、Ｑの値を決定した結果、Ａ＝０．５、Ｑ＝８０２２０が得られた。
　そして、上記式１および式４は、Ｔが一定の場合の式であることから、これらの式を昇温過程に適用できるように、時間ｔの関数としての温度Ｔ（ｔ）に変更し、６００～Ａｃ１℃の間の滞在時間で積分する形に変形することで、式Ｉおよび式ＩＩ導出した。
　そして、種々の焼鈍条件で熱処理された鋼板について、上記のようにして導出した式Ｉおよび式ＩＩを用いて算出した、再結晶率Ｘおよびセメンタイト粒子半径ｒと、実際の熱処理後の鋼板の組織観察で確認された再結晶状態とセメンタイトの粗大化の状態との比較を行ったところ、両者に良好な一致が見られたことから、これらの式Ｉおよび式ＩＩによる、再結晶率Ｘおよびセメンタイト粒子半径ｒの予測精度は十分に高いことが確認できた。
　また、式Ｉおよび式ＩＩを用いて算出した、再結晶率Ｘおよびセメンタイト粒子半径ｒと、熱処理（焼鈍＋焼戻し）後の鋼板の機械的特性との関係を調査した。その調査結果から、より好ましい焼鈍条件として、熱処理後の鋼板のＴＳ×Ｅｌ×λの値が、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルをさらに上回る１５０００００ＭＰａ・％・％以上となるＸとｒの組み合わせを求めた結果、Ｘ≧０．８、かつ、ｒ≦０．１９が得られた。
　つまり、Ｘ≧０．８、ｒ≦０．１９をともに満足するような、焼鈍時の昇温パターンを採用することで、フェライトの回復・再結晶の促進とセメンタイトの粗大化の防止を両立させることが可能となり、さらに機械的特性のバランスに優れた鋼板が得られるようになった。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その３）〕
　本発明の請求項２の冷延鋼板、すなわちＮｂ，Ｔｉ，Ｖの１種以上を含有する場合の冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。
［熱間圧延条件］
　熱間圧延条件としては、仕上げ圧延終了温度：９００℃以上にて熱間圧延したのち、５５０℃までの冷却時間：［（仕上げ圧延終了温度－５５０℃）／２０］ｓ以下で冷却を行った後、巻取温度：５００℃以下で巻き取る。
　熱間圧延中にＭＸ型化合物の析出が起こらないようにしたうえで、その後の焼鈍の際の加熱過程でＭＸ型化合物を微細に析出させることで、破壊の起点となることなく組織を微細化することができ、伸びフランジ性を改善できる。
＜仕上げ圧延終了温度：９００℃以上＞
　仕上げ圧延終了温度が９００℃未満では、熱間圧延中にＭＸ型化合物が析出し、その後の焼鈍の際の加熱過程で該析出物が成長して粗大化し、伸びフランジ性が劣化する。
＜熱間圧延後５５０℃までの冷却時間：［（仕上げ圧延終了温度－５５０℃）／２０］ｓ以下＞
　また、仕上げ圧延終了後５５０℃までの冷却時間が［（仕上げ圧延終了温度－５５０℃）／２０］ｓ超になると、冷却中にフェライト変態が起こり、形成されたフェライト中に析出物が形成され、その後の焼鈍の際の加熱過程で該析出物が粗大化し、伸びフランジ性が劣化する。
＜巻取温度：５００℃以下＞
　また、巻取温度が５００℃超になると、巻き取り中に析出物が形成ないし粗大化し、伸びフランジ性が劣化する。
　熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）は３０％程度以上とするのがよい。そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。
［焼鈍条件］
　焼鈍条件としては、６００～Ａｃ１℃の温度域を（Ａｃ１－６００）ｓ以上の滞在時間で昇温し、焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］～１０００℃にて、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（第１冷却終了温度）まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度（第１冷却速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（第２冷却終了温度）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（第２冷却速度）で急冷するのがよい。
＜６００～Ａｃ１℃の温度域を（Ａｃ１－６００）ｓ以上の滞在時間で昇温＞
　逆変態前に高温域に長時間滞在させることでフェライトの回復・再結晶を促進させ、フェライト中のひずみを開放させるためである。特に再結晶を遅延させるマイクロアロイ（Ｎｂ、ＴｉおよびＶ）を添加しているため、Ａｃ１点以下の温度域における滞在時間を長時間化する必要がある。
　６００～Ａｃ１℃の温度域を［２×（Ａｃ１－６００）＋２００］ｓ以上の滞在時間で昇温することが好ましく、［２×（Ａｃ１－６００）＋１０００］ｓ以上の滞在時間で昇温することがさらに好ましい。
＜焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］～１０００℃にて、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持＞
　焼鈍加熱時に面積率２０％以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質相を変態生成させるためである。
　焼鈍加熱温度が［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］℃未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成する硬質相の量が確保できなくなり、一方、１０００℃を超える加熱は、既存の焼鈍設備では工業的に困難である。
　また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
　焼鈍加熱温度の好ましい上限は［（１×Ａｃ１＋９×Ａｃ３）／１０］ ℃である。焼鈍加熱段階でフェライトとオーステナイトの混合組織にすると、フェライトがオーステナイトで囲まれた組織になるため、最終組織はフェライトが硬質相で囲まれた好ましい組織になる。
　焼鈍加熱保持時間の好ましい下限は６０ｓである。加熱時間を長時間化することでさらにフェライト中の歪を除去することができる。
＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
　冷却中にオーステナイトからフェライトが形成されることを抑制し、硬質相を得るためである。
　Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、鋼板の強度が確保できなくなる。
＜加熱温度未満で６００℃以上の温度まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度で徐冷＞
　面積率で５０％未満のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
　６００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトが過剰に形成され、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
　なお、焼鈍加熱温度がＡｃ３～１０００℃の場合には、焼鈍加熱温度から１～５０℃/sで、５５０℃以上、６５０℃以下まで冷却し、その後、５０℃／ｓ超でＭｓ点以下まで急冷することが好ましい。５５０℃以下ではベイナイトが形成され特性が劣化することがあり、また、６５０℃以上ではフェライト分率が少なすぎて特性を確保できないことがあるからである。
［焼戻し条件］
　焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：４２０℃以上６７０℃未満までの間を５℃／ｓ超の加熱速度で加熱し、［焼戻し加熱温度－１０℃］～焼戻し加熱温度の間の温度領域に存在する時間（焼戻し保持時間）：２０ｓ以下とした後、５℃／ｓ超の冷却速度で冷却すればよい。
　フェライトおよび硬質相中の歪（転位）の減少速度は温度に強く依存する一方、セメンタイト粒子のサイズは時間に依存する。したがって、歪を開放しながら転位を減少させるためには、焼戻しの温度を高くし、滞在時間を短くすることが有効となる。
　上記加熱速度ないし冷却速度が５℃／ｓ以下の場合は、加熱ないし冷却中にセメンタイトの核生成・成長が起り、粗大なセメンタイトが形成されるため、伸びフランジ性が確保できなくなる。
　焼戻し加熱温度が４２０℃未満では、フェライトないし硬質相中の歪が大きく、伸びや伸びフランジ性が確保できなくなる。一方、焼戻し加熱温度が６７０℃以上、あるいは、焼戻し保持時間が２０ｓを超えると、硬質相の強度が不足し、鋼板の強度が確保できなくなる。
　焼戻し加熱温度の好ましい範囲は４５０℃以上６５０℃未満、さらに好ましい範囲は５００℃以上６００℃未満であり、焼戻し保持時間の好ましい範囲は１０ｓ以下、さらに好ましい範囲は５ｓ以下である。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その４）〕
　上記〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その３）〕ではその［焼鈍条件］において、「６００～Ａｃ１℃の温度域を（Ａｃ１－６００）ｓ以上の滞在時間で昇温」すると規定したが、６００～Ａｃ１℃の温度域を、下記式Ｉ’および式ＩＩ’をともに満足する昇温パターンで昇温するのがより好ましい。なお、その他の製造条件は、上記〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その３）〕と同様である。ただし、冷間圧延における冷間圧延率は、上記〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その３）〕では「３０％以上程度とするのがよい」としたが、本例では、後記初期転位密度との関係を表す式７が成立する範囲である、２０～８０％の範囲とする）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
　すなわち、前記〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その２）〕の場合と同様に、より好ましい焼鈍条件としては、単に、フェライトの回復・再結晶を促進させるだけではなく、焼鈍前の鋼板の組織中に残留するセメンタイトの粗大化を防止しつつ、フェライトの回復・再結晶を促進させるような昇温パターンを採用する必要がある。
　そこで、このような昇温パターンを精度良く決定するため、前記〔本発明鋼板の好ましい製造方法（その２）〕の場合と同様、フェライトの回復・再結晶の程度を定量的に表す指標として再結晶率Ｘと、セメンタイトの粗大化の程度を定量的に表す指標としてセメンタイト粒子半径ｒを採用し、先ず、これらの指標に及ぼす処理温度および処理時間の影響を調査した。
　ここで、前記の通り、再結晶率Ｘは、冷延率を変化させることにより初期転位密度ρ０を変化させた材料を用いて、再結晶温度、時間の影響を検討した結果、下記式５で表すことができる。
　式５：Ｘ＝１－ｅｘｐ［－ｅｘｐ{Ａ１ｌｎ（ＤＦｅ）＋Ａ２ｌｎ（ρ０）－Ａ３}・ｔｎ］
（ここに、Ａ１、Ａ２、Ａ３、ｎ：定数）
　そして、前記の通り、鉄の自己拡散率ＤＦｅは、
　式６：ＤＦｅ＝０．０１１８ｅｘｐ［－２８１５００／{Ｒ（Ｔ＋２７３）}］（ｍ２／ｓ）
（ここに、Ｔ：温度（℃）、Ｒ：ガス定数［＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ］）の関係が成り立つことが知られている。
　また、初期転位密度ρ０についても、前記の通り、各種鋼材に２０～８０％の冷延率で冷延を施した鋼板を用いて初期転位密度ρ０と冷延率［ＣＲ］との相関関係を調査した結果、下記式４で表すことができることがわかっている。
　式７：ρ０＝Ｂ１ｌｎ[（－ｌｎ{（１００－［ＣＲ］）／１００}]＋Ｂ２
（ここに、Ｂ１、Ｂ２：定数）
　そして、上記式７の定数Ｂ１、Ｂ２の値は前記の通り、冷延率［ＣＲ］：２０～８０％の範囲において、Ｂ１＝１．５４×１０１５、Ｂ２＝２．５１×１０１４が得られている。
　一方、セメンタイト粒子半径ｒも、前記の通り、ｒの３乗則で成長することが知られており、下記式８のように簡便に書き下すことができる。
　式８：ｒ３―ｒ０ ３＝Ａ・ｅｘｐ［－Ｑ／{Ｒ（Ｔ＋２７３）}］・ｔ
（ここに、Ａ、Ｑ：定数）
　そして、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖの１種以上を含有する鋼材において、上記各関係式中の各定数の値を決定するため、以下の試験を実施した。
　本発明の成分組成の範囲内にある、Ｃ：０．１７％、Ｓｉ：１．３５％、Ｍｎ：２．０％、Ｎｂ：０％、Ｔｉ：０．０４％、Ｖ：０％を含有し、冷延率３６％で冷間圧延されたまま（昇鈍・焼戻し処理前）の実機冷延鋼板（板厚１．６ｍｍ）と、この冷延率３６％の実機冷延鋼板をさらに冷間圧延して冷延率６０％とした冷延鋼板の２種類を供試材とした。
　そして、上記２種類の冷延鋼板を、「急速加熱＋一定温度に所定時間保持＋急速冷却」のヒートパターンにて、種々の保持温度と保持時間の組み合わせで熱処理し、熱処理前後の鋼板の硬さをそれぞれ測定し、その硬さの変化と再結晶率とは強い相関関係にあると考えられるので、再結晶率＝（熱処理前の硬さ－熱処理後の硬さ）／（熱処理前の硬さ－１８０Ｈｖ）の定義式で再結晶率を算出した。ここに、前記定義式中の１８０Ｈｖは、最も保持温度が高い状態で、保持時間を順次延長して熱処理を行った際に、これ以上軟化しない最低の硬さであり、十分に焼鈍されて再結晶化が完了し完全に軟化された状態の硬さに相当する。
　このようにして算出した再結晶率Ｘのデータを、保持温度Ｔおよび保持時間ｔとの関係としてアブラミ・プロット（Ａｖｒａｍｉ  Ｐｌｏｔ）することにより、上記式５中の定数Ａ１、Ａ２、Ａ３、ｎの値を決定した結果、Ａ１＝０．８２、Ａ２＝１．８、Ａ３＝３４．２、ｎ＝０．５８が得られた。
　また、上記２種類の冷延鋼板について、種々の保持温度Ｔと保持時間ｔの組み合わせで行った熱処理前後の鋼板組織中に存在するセメンタイト粒子の平均半径ｒ０、ｒをそれぞれ測定し、（ｒ３―ｒ０ ３）／ｔを１／Ｔに対してアレニウス・プロット（Ａｒｈｅｎｉｕｓ  Ｐｌｏｔ）することにより、式８中の定数Ａ、Ｑの値を決定した結果、Ａ＝０．１５、Ｑ＝８０２２０が得られた。
　そして、上記式５および式８は、Ｔが一定の場合の式であることから、これらの式を昇温過程に適用できるように、時間ｔの関数としての温度Ｔ（ｔ）に変更し、６００～Ａｃ１℃の間の滞在時間で積分する形に変形することで、式Ｉ’および式ＩＩ’を導出した。
　そして、種々の焼鈍条件で熱処理された鋼板について、上記のようにして導出した式Ｉ’および式ＩＩ’を用いて算出した、再結晶率Ｘおよびセメンタイト粒子半径ｒと、実際の熱処理後の鋼板の組織観察で確認された再結晶状態とセメンタイトの粗大化の状態との比較を行ったところ、両者に良好な一致が見られたことから、これらの式Ｉ’および式ＩＩ’による、再結晶率Ｘおよびセメンタイト粒子半径ｒの予測精度は十分に高いことが確認できた。
　また、式Ｉ’および式ＩＩ’を用いて算出した、再結晶率Ｘおよびセメンタイト粒子半径ｒと、熱処理（焼鈍＋焼戻し）後の鋼板の機械的特性との関係を調査した。その調査結果から、より好ましい焼鈍条件として、熱処理後の鋼板のＴＳ×Ｅｌ×λの値が、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルをさらに上回る１８０００００ＭＰａ・％・％以上となるＸとｒの組み合わせを求めた結果、Ｘ≧０．８、かつ、ｒ≦０．１９が得られた。
　つまり、Ｘ≧０．８、ｒ≦０．１９をともに満足するような、焼鈍時の昇温パターンを採用することで、フェライトの回復・再結晶の促進とセメンタイトの粗大化の防止を両立させることが可能となり、さらに機械的特性のバランスに優れた鋼板が得られるようになった。
（実施例１）
　下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２および表３に示す条件にて熱処理を施した。
　ここで、鋼Ｎｏ．１～３２、３５は、焼鈍時における６００℃からＡｃ１までの間の昇温パターンとして、６００℃からＴ１（℃）（ただし、６００℃＜Ｔ１＜Ａｃ１）までを所定の昇温速度で加熱した後、Ｔ１で一定時間保持し、その後Ｔ１からＡｃ１までを所定の昇温速度で加熱したものである。
　これに対して、鋼Ｎｏ．３３、３４、３６は、焼鈍時における６００℃からＡｃ１までの間の昇温パターンとして、６００℃からＴ１（℃）（ただし、６００℃＜Ｔ１＜Ａｃ１）までを所定の昇温速度で加熱した後、Ｔ１℃で温度保持することなく、直ちにＴ１からＡｃ１までを所定の昇温速度で加熱したものである。
　なお、表１中のＡｃ１およびＡｃ３は、事前に実験的に測定したものである。その具体的な測定方法としては、φ８ｍｍ×１２ｍｍＬのサンプルを熱処理シミュレータにて５℃／ｓで連続加熱して膨張曲線（温度と膨張率との関係）を測定し、該膨張曲線の変曲点の温度をＡｃ１およびＡｃ３とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、ＫＡＭ値、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数、ならびに、フェライトの存在形態を測定した。
　また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、および伸びフランジ性λを測定した。なお、引張強度ＴＳと伸びＥｌは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ  Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って測定を行った。
また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
　測定結果を表４および表５に示す。
　これらの表に示すように、発明例である鋼Ｎｏ．１、２、７、１１、１４、１６～２１、２４，２５、２７～３６は、いずれも、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１４０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λが８０００００ＭＰａ・％・％以上を充足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板が得られた。
　上記発明例のうち、特に鋼Ｎｏ．３２、３３、３５、３６は、焼鈍時の昇温パターンが、上記〔本発明の好ましい製造条件（その２）〕の推奨条件である、Ｘ≧０．８、ｒ≦０．１９をともに満足するので、ＴＳ×Ｅｌ×λが上記要望レベルをはるかに超える１５０００００ＭＰａ・％・％以上を充足し、さらに機械的特性のバランスに優れた高強度冷延鋼板が得られた。
　しかしながら、上記発明例のうち、鋼Ｎｏ．３４は、焼鈍時の昇温パターンが、Ｘ≧０．８を満足するものの、ｒは０．１９を超えるため、λがやや低めになり、ＴＳ×Ｅｌ×λは１５０００００ＭＰａ・％・％に達していない。
　これに対して、比較例である鋼Ｎｏ．３～６、８～１０、１２、１３、１５、２２、２３、２６は、ＴＳ×ＥｌとＴＳ×Ｅｌ×λの少なくともいずれかが劣っている。
　例えば、鋼Ｎｏ．３～６、８～１０は、焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、ＴＳ×Ｅｌ、ＴＳ×Ｅｌ×λの少なくともいずれかが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．１３は、Ｃ含有量が低すぎることにより、フェライトの面積率が過大になりすぎるため、ＴＳ×Ｅｌが劣っている。
　一方、鋼Ｎｏ．１５は、Ｃ含有量が高すぎることにより、粗大化したセメンタイト粒子が多くなりすぎるため、ＴＳ×Ｅｌ×λが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２３は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、焼戻し時におけるセメンタイト粗大化の抑制効果や、硬質相の変形能向上効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、ＴＳ×Ｅｌ×λが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２６は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなり、ＴＳ×Ｅｌ、ＴＳ×Ｅｌ×λともに劣っている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
（実施例２）
　下記表６に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表７および表８に示す条件にて熱処理を施した。
　ここで、鋼Ｎｏ．１～３５は、焼鈍時における６００℃からＡｃ１までの間の昇温パターンとして、６００℃からＴ１（℃）（ただし、６００℃＜Ｔ１＜Ａｃ１）までを所定の昇温速度で加熱した後、Ｔ１で一定時間保持し、その後Ｔ１からＡｃ１までを所定の昇温速度で加熱したものである。
　これに対して、鋼Ｎｏ．３６は、焼鈍時における６００℃からＡｃ１までの間の昇温パターンとして、６００℃からＴ１（℃）（ただし、６００℃＜Ｔ１＜Ａｃ１）までを所定の昇温速度で加熱した後、Ｔ１℃で温度保持することなく、直ちにＴ１からＡｃ１までを所定の昇温速度で加熱したものである。
　なお、表６中のＡｃ１およびＡｃ３は、事前に実験的に測定したものである。その具体的な測定方法としては、φ８ｍｍ×１２ｍｍＬのサンプルを熱処理シミュレータにて５℃／ｓで連続加熱して膨張曲線（温度と膨張率との関係）を測定し、該膨張曲線の変曲点の温度をＡｃ１およびＡｃ３とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、フェライトの平均粒径、ＫＡＭ値、析出物のサイズおよびその存在数、ならびに、フェライトの存在形態を測定した。
　また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、および伸びフランジ性λを測定した。なお、引張強度ＴＳと伸びＥｌは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ  Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って測定を行った。
また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
　測定結果を表９に示す。
　同表に示すように、発明例である鋼Ｎｏ．１、２、１０、１３～１７、２０，２２、２３、２６、２７、３０～３６は、いずれも、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λが１２０００００ＭＰａ・％・％以上を充足する、伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板が得られた。
　上記発明例のうち、特に鋼Ｎｏ．３５、３６は、焼鈍時の昇温パターンが、上記〔本発明の好ましい製造条件（その４）〕の推奨条件である、Ｘ≧０．８、ｒ≦０．１９をともに満足するので、ＴＳ×Ｅｌ×λが上記要望レベルをはるかに超える１８０００００ＭＰａ・％・％以上を充足し、さらに機械的特性のバランスに優れた高強度冷延鋼板が得られた。
　これに対して、比較例である鋼Ｎｏ．３～９、１１、１２、１８、１９、２１、２４、２５、２８、２９は、ＴＳ、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌ×λの少なくともいずれかが劣っている。
　例えば、鋼Ｎｏ．３～９、１１、１２は、焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、ＴＳ×Ｅｌ、ＴＳ×Ｅｌ×λの少なくともいずれかが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．１９は、Ｃ含有量が低すぎることにより、ＴＳが劣っている。
　一方、鋼Ｎｏ．２１は、Ｃ含有量が高すぎることにより、粗大化したセメンタイト粒子が多くなりすぎるため、ＴＳ×Ｅ１、ＴＳ×Ｅｌ×λが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２５は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、ＴＳが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２８は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなり、ＴＳ×λが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．１８は、Ｖ換算合計含有量が高すぎることにより、伸びフランジ性が劣化するとともに、強度と伸びのバランスが確保できなくなり、ＴＳ×Ｅｌ×λが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２９は、Ｖ換算合計含有量が低すぎることにより、フェライト粒が粗大化するため、前記した実施例１のレベルでの合格水準ではあるものの、ＴＳ×Ｅ１、ＴＳ×Ｅｌ×λがフェライト粒が５μｍ以下の条件まで満足する他の例に比べて若干劣っている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２００９年４月３日出願の日本特許出願（特願２００９－０９１２９７）、２００９年４月３日出願の日本特許出願（特願２００９－０９１２９８）、２００９年１０月５日出願の日本特許出願（特願２００９－２３１６８０）及び２００９年１０月５日出願の日本特許出願（特願２００９－２３１６８１）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明は、自動車部品等に用いられる冷延鋼板に適用できる。

Claims (7)

  1. 　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
    Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．１～５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．００１～０．１０％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　軟質相であるフェライトを面積率で１０～８０％含むとともに、
    　残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織を、面積率の合計で５％未満（０％を含む）含み、
    　残部が硬質相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
    　Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値（以下、「ＫＡＭ値」と略称する。）の頻度分布曲線において、
    　全頻度に対する、該ＫＡＭ値が０．４°以下の頻度の比率ＸＫＡＭ≦０．４°（単位：％）と、フェライトの面積率Ｖα（単位：％）との関係が、ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖα≧０．８を満たすとともに、
    　全頻度に対する、前記ＫＡＭ値が０．６～０．８°の頻度の比率ＸＫＡＭ=０．６～０．８°が１０～２０％であり、かつ、
    　前記フェライトと前記硬質相の界面に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記硬質相１μｍ２当たり３個以下である
    ことを特徴とする冷延鋼板。
  2. 　成分組成が、更に、
    Ｎｂ：０．０２～０．４０％、
    Ｔｉ：０．０１～０．２０％、
    Ｖ：０．０１～０．２０％の１種以上を、
    　［％Ｎｂ］／９６＋［％Ｔｉ］／５１＋［％Ｖ］／４８）×４８が０．０１～０．２０％を満足するように含み、
    　前記フェライトの平均粒径が円相当直径で５μｍ以下であり、
    　前記フェライトと前記硬質相の界面に存在する円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種以上を含む析出物の分布状態が、前記硬質相１μｍ２当たり５個以下である
    請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　成分組成が、更に、
    Ｃｒ：０．０１～１．０％
    を含むものである請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  4. 　成分組成が、更に、
    Ｍｏ：０．０２～１．０％、Ｃｕ：０．０５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～１．０％の１種以上を含むものである請求項１～３のいずれか１項に記載の冷延鋼板。
  5. 　成分組成が、更に、
    Ｃａ：０．０００５～０．０１％、および／またはＭｇ：０．０００５～０．０１％を含むものである請求項１～４のいずれか１項に記載の冷延鋼板。
  6. 　請求項１に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)～(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
    (1)熱間圧延条件
    　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
    　巻取温度：４５０～７００℃
    (2)冷間圧延条件
    　冷間圧延率：２０～８０％
    (3)焼鈍条件
    　６００～Ａｃ１℃の温度域を、下記式Ｉおよび式ＩＩをともに満足する昇温パターンで昇温し、焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］～１０００℃にて、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（「第１冷却終了温度」という。）まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度（「第１冷却速度」という。）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（「第２冷却終了温度」という。）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（「第２冷却速度」という。）で急冷する。
    (4)焼戻し条件
    　上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：４２０℃以上６７０℃未満までの間を５℃／ｓ超の加熱速度で加熱し、［焼戻し加熱温度－１０℃］～焼戻し加熱温度の間の温度領域に存在する時間（「焼戻し保持時間」という。）：３０ｓ以下とした後、５℃／ｓ超の冷却速度で冷却する。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  7. 　請求項２に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)～(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
    (1)熱間圧延条件
    　仕上げ圧延終了温度：９００℃以上
    　５５０℃までの冷却時間：［（仕上げ圧延終了温度－５５０℃）／２０］ｓ以下
    　巻取温度：５００℃以下
    (2)冷間圧延条件
    　冷間圧延率：２０～８０％
    (3)焼鈍条件
    　６００～Ａｃ１℃の温度域を、下記式Ｉ’および式ＩＩ’をともに満足する昇温パターンで昇温し、焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］～１０００℃にて、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（「第１冷却終了温度」という。）まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度（「第１冷却速度」という。）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（「第２冷却終了温度」という。）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（「第２冷却速度」という。）で急冷する。
    (4)焼戻し条件
    　上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：４２０℃以上６７０℃未満までの間を５℃／ｓ超の加熱速度で加熱し、［焼戻し加熱温度－１０℃］～焼戻し加熱温度の間の温度領域に存在する時間（「焼戻し保持時間」という。）：２０ｓ以下とした後、５℃／ｓ超の冷却速度で冷却する。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011179050A (ja) * 2010-02-26 2011-09-15 Kobe Steel Ltd 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
EP2703512A1 (en) * 2011-04-25 2014-03-05 JFE Steel Corporation High-strength steel plate with excellent formability and stability of material properties, and method for manufacturing same
CN104011242A (zh) * 2011-12-26 2014-08-27 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
CN104928590A (zh) * 2015-06-11 2015-09-23 北京交通大学 一种Mn-Si-Cr低碳贝氏体钢、钎杆及其制备方法
US20180016656A1 (en) * 2015-02-03 2018-01-18 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
US20180023160A1 (en) * 2015-02-03 2018-01-25 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
EP2726637B1 (en) 2011-07-01 2018-11-14 Rautaruukki Oyj Method for manufacturing a high-strength structural steel and a high-strength structural steel product

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5671359B2 (ja) 2010-03-24 2015-02-18 株式会社神戸製鋼所 温間加工性に優れた高強度鋼板
JP5662902B2 (ja) 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5667472B2 (ja) 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
JP5636347B2 (ja) 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
EP2792760B1 (en) 2011-12-15 2018-05-30 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength cold-rolled steel sheet having small variations in strength and ductility and manufacturing method for the same
EP2816132B1 (en) * 2012-02-17 2016-11-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet, plated steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
JP5860308B2 (ja) 2012-02-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5860343B2 (ja) 2012-05-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 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
EP3187614A1 (en) 2012-05-31 2017-07-05 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor
JP5860354B2 (ja) 2012-07-12 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と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
CN103805840B (zh) * 2012-11-15 2016-12-21 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性热镀锌超高强度钢板及其制造方法
KR101758003B1 (ko) 2013-04-15 2017-07-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
US10563279B2 (en) 2013-08-02 2020-02-18 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet having high Young's modulus and method for manufacturing the same
JP5728108B2 (ja) * 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
EP3093359A4 (en) 2014-01-06 2017-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed member and process for manufacturing same
WO2015102050A1 (ja) 2014-01-06 2015-07-09 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
CN104313497A (zh) * 2014-09-30 2015-01-28 合肥恒泰钢结构有限公司 一种中低碳锰钢
CN104294178A (zh) * 2014-09-30 2015-01-21 合肥恒泰钢结构有限公司 一种渗碳锰钢
JP6032298B2 (ja) 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US11401571B2 (en) 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US10385419B2 (en) 2016-05-10 2019-08-20 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
CN105925887B (zh) * 2016-06-21 2018-01-30 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧铁素体贝氏体双相钢及其制造方法
MX2019000576A (es) 2016-08-05 2019-09-02 Nippon Steel Corp Lámina de acero y lámina de acero chapada.
US10889879B2 (en) 2016-08-05 2021-01-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
JP6315044B2 (ja) 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6372632B1 (ja) 2016-11-16 2018-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018147400A1 (ja) * 2017-02-13 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN113166837B (zh) * 2018-11-29 2023-08-01 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN115181895B (zh) * 2021-04-02 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 1180MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢及快速热处理热镀锌制造方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63293121A (ja) * 1987-05-25 1988-11-30 Kobe Steel Ltd 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法
JP2002161336A (ja) 2000-09-12 2002-06-04 Nkk Corp 超高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2004232022A (ja) 2003-01-30 2004-08-19 Jfe Steel Kk 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
JP2004256872A (ja) 2003-02-26 2004-09-16 Jfe Steel Kk 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2004277858A (ja) * 2003-03-18 2004-10-07 Jfe Steel Kk 超微細粒組織を有し衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板およびその製造方法
JP2004359973A (ja) * 2003-06-02 2004-12-24 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2007302918A (ja) * 2006-05-09 2007-11-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2008144233A (ja) 2006-12-11 2008-06-26 Kobe Steel Ltd 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法
JP2009091297A (ja) 2007-10-09 2009-04-30 Tsujido Kagaku Kk 抗鬱・抗ストレス剤
JP2009091298A (ja) 2007-10-10 2009-04-30 Asuka Corporation:Kk 皮膚改善化粧料
JP2009231681A (ja) 2008-03-25 2009-10-08 Citizen Watch Co Ltd 半導体装置およびその製造方法
JP2009231680A (ja) 2008-03-25 2009-10-08 Panasonic Corp 基板の表面処理方法および表面処理装置ならびに半導体パッケージの製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6709535B2 (en) * 2002-05-30 2004-03-23 Kobe Steel, Ltd. Superhigh-strength dual-phase steel sheet of excellent fatigue characteristic in a spot welded joint
JP4283757B2 (ja) * 2004-11-05 2009-06-24 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
US8337643B2 (en) * 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7959747B2 (en) * 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
EP2465961B1 (en) * 2006-07-14 2013-12-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheets and processes for production of the same
US8679265B2 (en) 2007-11-22 2014-03-25 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet
KR101230742B1 (ko) 2008-03-07 2013-02-07 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 냉간 압연 강판
US8460800B2 (en) * 2009-03-31 2013-06-11 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet excellent in bending workability

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63293121A (ja) * 1987-05-25 1988-11-30 Kobe Steel Ltd 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法
JP2002161336A (ja) 2000-09-12 2002-06-04 Nkk Corp 超高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2004232022A (ja) 2003-01-30 2004-08-19 Jfe Steel Kk 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
JP2004256872A (ja) 2003-02-26 2004-09-16 Jfe Steel Kk 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2004277858A (ja) * 2003-03-18 2004-10-07 Jfe Steel Kk 超微細粒組織を有し衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板およびその製造方法
JP2004359973A (ja) * 2003-06-02 2004-12-24 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2007302918A (ja) * 2006-05-09 2007-11-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2008144233A (ja) 2006-12-11 2008-06-26 Kobe Steel Ltd 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法
JP2009091297A (ja) 2007-10-09 2009-04-30 Tsujido Kagaku Kk 抗鬱・抗ストレス剤
JP2009091298A (ja) 2007-10-10 2009-04-30 Asuka Corporation:Kk 皮膚改善化粧料
JP2009231681A (ja) 2008-03-25 2009-10-08 Citizen Watch Co Ltd 半導体装置およびその製造方法
JP2009231680A (ja) 2008-03-25 2009-10-08 Panasonic Corp 基板の表面処理方法および表面処理装置ならびに半導体パッケージの製造方法

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
KENTO SAKUMA: "Nippon Kinzoku Gakkai Kaihou", vol. 20, 1981, pages: 247
See also references of EP2415891A4
TEKKOU BINRAN: "Steel Handbook", 1981, THE IRON AND STEEL INSTITUTION OF JAPAN, MARZEN, pages: 349

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011179050A (ja) * 2010-02-26 2011-09-15 Kobe Steel Ltd 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
US9758848B2 (en) 2011-04-25 2017-09-12 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet having excellent formability and stability of mechanical properties and method for manufacturing the same
EP2703512A4 (en) * 2011-04-25 2014-12-10 Jfe Steel Corp HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE WITH EXCELLENT FORMABILITY AND MATERIAL STABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
EP2703512A1 (en) * 2011-04-25 2014-03-05 JFE Steel Corporation High-strength steel plate with excellent formability and stability of material properties, and method for manufacturing same
EP2726637B1 (en) 2011-07-01 2018-11-14 Rautaruukki Oyj Method for manufacturing a high-strength structural steel and a high-strength structural steel product
EP2726637B2 (en) † 2011-07-01 2021-12-29 Rautaruukki Oyj Method for manufacturing a high-strength structural steel and a high-strength structural steel product
CN104011242A (zh) * 2011-12-26 2014-08-27 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
CN104011242B (zh) * 2011-12-26 2016-03-30 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
US20180016656A1 (en) * 2015-02-03 2018-01-18 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
US20180023160A1 (en) * 2015-02-03 2018-01-25 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
US10934600B2 (en) * 2015-02-03 2021-03-02 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
US11035019B2 (en) * 2015-02-03 2021-06-15 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
CN104928590A (zh) * 2015-06-11 2015-09-23 北京交通大学 一种Mn-Si-Cr低碳贝氏体钢、钎杆及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2415891A1 (en) 2012-02-08
CN102341518B (zh) 2013-04-10
US8840738B2 (en) 2014-09-23
US20120012231A1 (en) 2012-01-19
EP2415891A4 (en) 2014-11-19
CN102341518A (zh) 2012-02-01

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