WO2012105126A1 - 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2012105126A1
WO2012105126A1 PCT/JP2011/078222 JP2011078222W WO2012105126A1 WO 2012105126 A1 WO2012105126 A1 WO 2012105126A1 JP 2011078222 W JP2011078222 W JP 2011078222W WO 2012105126 A1 WO2012105126 A1 WO 2012105126A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
rolled steel
cooling
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/078222
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
克利 ▲高▼島
勇樹 田路
長谷川　浩平
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to US13/980,981 priority Critical patent/US9914988B2/en
Priority to CA2824934A priority patent/CA2824934A1/en
Priority to BR112013019204A priority patent/BR112013019204A2/pt
Priority to KR1020137021597A priority patent/KR101569977B1/ko
Priority to CN201180066476.XA priority patent/CN103339280B/zh
Priority to EP11857502.6A priority patent/EP2671964B1/en
Publication of WO2012105126A1 publication Critical patent/WO2012105126A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio with excellent workability and a method for producing the same, and particularly to a high-strength thin steel sheet suitable as a member for structural parts such as automobiles.
  • this steel plate of 590 MPa or more is required to have high impact absorption energy characteristics. Yes.
  • it is effective to increase the yield ratio, and it is possible to efficiently absorb the collision energy even with a low deformation amount.
  • a steel sheet strengthening mechanism for obtaining a tensile strength of 590 MPa or more there is a method of hardening a ferrite phase as a parent phase or a hard phase such as a martensite phase.
  • Precipitation strengthened high-strength steel sheets with added carbide-generating elements such as Nb during the hardening of the ferrite phase can be manufactured at low cost because only a small amount of alloy-added elements are required to ensure a predetermined strength. .
  • Patent Document 1 discloses a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet having excellent secondary work embrittlement resistance after press forming at 590 MPa or more, which is precipitation strengthened by addition of Nb.
  • Patent Document 2 discloses Nb and High-strength cold-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability and impact absorption energy characteristics, having tensile strength TS of 490 MPa to less than 720 MPa, yield ratio of more than 0.70 and less than 0.92, and precipitation strengthened by addition of Ti and its A manufacturing method is disclosed.
  • Patent Document 3 includes precipitation strengthening by adding one or both of Nb and Ti, the steel sheet structure includes recrystallized ferrite, non-recrystallized ferrite and pearlite, and has a maximum tensile strength of 590 MPa or more.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio characterized by a yield ratio of 0.70 or more is disclosed.
  • the main phase is ferrite and the second phase is martensite.
  • a dual-phase high-strength cold-rolled steel sheet having excellent dynamic deformation characteristics due to a composite structure with a generation phase and a method for producing the same are disclosed.
  • the elongation is composed of a ferrite phase as a main phase and a martensite phase as a second phase, the maximum particle size of the martensite phase is 2 ⁇ m or less, and the area ratio is 5% or more.
  • a high-strength steel sheet excellent in flangeability and impact resistance is disclosed.
  • Japanese Patent No. 3873638 JP 2008-174776 JP 2008-156680 A Japanese Patent No. 3793350 Japanese Patent No. 3887235
  • Patent Document 1 relates to a hot dip galvanized steel sheet, and does not describe the microstructure of the steel sheet in the present invention as described later. Further, the steel sheet of Patent Document 1 has insufficient ductility from the viewpoint of formability.
  • Patent Document 2 since the Al content in the steel sheet is less than 0.010%, deoxidation of steel and precipitation fixation of N cannot be performed sufficiently, and sound steel is mass-produced. In addition, since O is contained and oxides are dispersed, there is a problem that variation in material, particularly local ductility, is large.
  • Patent Document 3 unrecrystallized ferrite is uniformly dispersed to suppress a decrease in ductility.
  • the microstructure of the steel sheet is different from that of the present invention, the ductility that sufficiently satisfies the formability and Hole expandability cannot be obtained.
  • Patent Document 4 utilizing martensite, hole expansibility is not considered at all as workability.
  • Patent Document 5 does not consider ductility at all. Thus, it was difficult to improve the workability of both the ductility and the hole expansibility for the high-strength steel sheet having a high yield ratio.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a high yield ratio, which is excellent in workability, that is, ductility and hole expansibility, and a method for producing the same.
  • the present inventors have a high yield ratio of 70% or more by controlling the volume fraction of the martensite phase in the microstructure of the steel sheet in addition to precipitation strengthening using Nb. And it discovered that the high-strength cold-rolled steel plate excellent in workability could be obtained.
  • the steel plate component of the present invention 0.010 to 0.100% of Nb, which is effective in precipitation strengthening effective for high yield ratio and high strength, is added, and the main phase (first phase) is added in volume fraction.
  • Nb which is effective in precipitation strengthening effective for high yield ratio and high strength
  • Chemical component is mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.10 to 0.90%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.005 to 0.05%, S: 0.0050% or less, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.0050% or less, and Nb: 0.010 to 0.100%, with the balance being Fe and Consisting of inevitable impurities, the microstructure is a composite structure consisting of a volume fraction, including a ferrite phase of 90% or more, a martensite phase of 0.5% or more and less than 5.0%, and the balance of a low-temperature generation phase.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio with excellent workability, wherein the yield ratio is 70% or more.
  • the composition further contains one or more selected from V: 0.10% or less and Ti: 0.10% or less in mass% (1) Or the high intensity
  • the chemical component is mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.10 to 0.90%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.005 to 0.05%, S: 0.0050% or less, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.0050% or less, and Nb: 0.010 to 0.100%, with the balance being Fe and
  • a steel slab having a composition composed of inevitable impurities is hot-rolled under conditions of hot rolling start temperature: 1150 to 1270 ° C. and finish rolling end temperature: 830 to 950 ° C.
  • the cooling performed before winding is started at the first cooling time within 1 second after the end of the hot rolling, and at the third average cooling rate of 20 ° C./second or more.
  • the above method involves rapid cooling to a second cooling temperature within a temperature range of 650 to 750 ° C., and air cooling in a temperature range from the second cooling temperature to 650 ° C. for a second cooling time of 2 seconds or more ( The manufacturing method of the high intensity
  • the composition further contains one or more selected from V: 0.10% or less and Ti: 0.10% or less in mass%. Or the manufacturing method of the high intensity
  • the tensile strength is 590 MPa or more
  • the yield ratio is 70% or more
  • the total elongation is 26.5% or more
  • the hole expansion ratio is 60% or more.
  • composition for each component means mass%.
  • Carbon (C) is an element effective for increasing the strength of the steel sheet, and particularly contributes to strengthening of the steel sheet by forming a carbide-forming element such as Nb and fine alloy carbide or alloy carbonitride. Moreover, it is an element necessary for the formation of the martensite phase as the second phase in the present invention, and contributes to an increase in strength. In order to obtain this effect, 0.05% or more must be added. On the other hand, if the C content is more than 0.15%, spot weldability deteriorates, so the upper limit of the C content is 0.15%. From the viewpoint of ensuring better weldability, the C content is preferably 0.12% or less.
  • Si 0.10-0.90%
  • Silicon (Si) is an element that contributes to higher strength, and since it has a high work hardening ability, it has a relatively small decrease in ductility with respect to an increase in strength, and is also an element that contributes to an improvement in strength-ductility balance. . Furthermore, the solid solution strengthening of the ferrite phase reduces the hardness difference from the hard second phase, which contributes to the improvement of hole expansibility. In order to acquire this effect, it is necessary to make Si content 0.10% or more. When importance is attached to the improvement of the strength-ductility balance, the Si content is preferably 0.20% or more. On the other hand, when the Si content is more than 0.90%, the chemical conversion processability is lowered, so the Si content is set to 0.90% or less, more preferably 0.80% or less.
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • Manganese (Mn) is an element that contributes to strengthening by forming solid solution strengthening and the second phase. To obtain this effect, the Mn content must be 1.0% or more. is there. On the other hand, if the Mn content is more than 2.0%, the moldability is significantly lowered, so the content is made 2.0% or less.
  • P 0.005 to 0.05%
  • Phosphorus (P) is an element that contributes to increasing the strength by solid solution strengthening. To obtain this effect, the P content needs to be 0.005% or more. On the other hand, if the P content is more than 0.05%, segregation to the grain boundary becomes remarkable, and the grain boundary becomes brittle and central segregation tends to occur. Therefore, the upper limit value of the P content is 0.05. %.
  • S 0.0050% or less
  • the content of sulfur (S) is large, a large amount of sulfide such as MnS is generated, and the local ductility represented by stretch flangeability is reduced. It is 0.0050%, preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit value of the S content is not particularly limited. However, since extremely low S increases the steelmaking cost, the lower limit value of the S content is preferably set to 0.0005%.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Aluminum (Al) is an element necessary for deoxidation, and in order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more. However, even if Al is contained in excess of 0.10%, no improvement in the effect is observed, so the upper limit of Al content is 0.10%.
  • N 0.0050% or less Nitrogen (N) forms a compound with Nb in the same manner as C, and becomes an alloy nitride or an alloy carbonitride, contributing to an increase in strength.
  • N Nitrogen
  • the N content is set to 0.0050% or less, preferably 0.0030% or less.
  • Niobium (Nb) forms a compound with C and N to become a carbide or carbonitride, and contributes to a high yield ratio and high strength. In order to acquire this effect, it is necessary to make Nb content 0.010% or more. However, if the Nb content is more than 0.100%, the moldability is significantly lowered, so the upper limit of the Nb content is set to 0.100%.
  • the following optional components may be added within a predetermined range as necessary.
  • V 0.10% or less Vanadium (V) is an element that can be contained as needed because it can contribute to strength increase by forming fine carbonitrides, as with Nb. However, even if the V content is more than 0.10%, the effect of increasing the strength exceeding 0.10% is small, and the alloy cost is also increased. For this reason, the V content is 0.10% or less. In addition, when exhibiting the strength increasing effect, when V is included, it is preferable to include 0.01% or more.
  • Chromium (Cr) is an element that can be added as necessary because it can improve the hardenability and contribute to high strength by generating the second phase. However, even if the Cr content is more than 0.50%, the improvement of the effect is not recognized, so the Cr content is 0.50% or less. In addition, when exhibiting high intensity
  • Mo Molybdenum
  • Mo improves the hardenability, contributes to increasing the strength by generating the second phase, and further contributes to increasing the strength by generating some carbides. Although it is an element that can be added as necessary, even if the Mo content is more than 0.50%, the improvement of the effect is not recognized, so the Mo content is 0.50% or less.
  • Mo molybdenum
  • Cu 0.50% or less Copper (Cu) contributes to high strength by solid solution strengthening, improves hardenability, and contributes to high strength by generating a second phase. Although it is an element that can be added depending on the case, even if the Cu content is more than 0.50%, the improvement in the effect is not recognized, and further, surface defects caused by Cu are likely to occur.
  • the Cu content is 0.50% or less.
  • Nickel (Ni) also contributes to higher strength by solid solution strengthening, improves hardenability, and produces a second phase to increase strength, similarly to Cu.
  • Ni nickel
  • the Ni content is made more than 0.50%.
  • the Ni content is 0.50% or less.
  • B 0.0030% or less
  • Boron (B) is an element that can be added as necessary because it improves hardenability and contributes to high strength by generating a second phase. Even if the content is more than 0.0030%, the improvement of the effect is not recognized, so the B content is made 0.0030% or less. In addition, when exhibiting the said effect, when containing B, it is preferable to make it contain 0.0005% or more. In addition to the above chemical components, the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • the microstructure of the steel sheet includes the volume fraction of 90% or more of the ferrite phase as the main phase (first phase) and 0.5% or more and less than 5.0% of the martensite phase as the second phase, and the balance Is a composite structure consisting of a low-temperature generation phase.
  • the “volume fraction” means a volume fraction with respect to the whole steel sheet, and the same applies hereinafter.
  • the main strengthening mechanism in the cold-rolled steel sheet of the present invention is precipitation strengthening by precipitation of carbides, but in addition, the strength can be increased by a hard second-phase martensite phase.
  • the volume fraction of the ferrite phase is 90% or more, preferably 93% or more.
  • the term “ferrite phase” as used herein means the entire ferrite phase including the recrystallized ferrite phase and the non-recrystallized ferrite phase.
  • the volume fraction of the martensite phase is less than 0.5%, the effect on the strength is small. Therefore, the volume fraction of martensite is 0.5% or more.
  • the volume fraction of the martensite phase is 5.0% or more, the hard martensite phase generates movable dislocations in the surrounding ferrite phase, so that the yield ratio is lowered and the hole expandability is lowered. For this reason, the volume fraction of the martensite phase is less than 5.0%, preferably 3.5% or less.
  • the remaining structure other than the ferrite phase and the martensite phase may be a mixed structure combining one or two or more low-temperature generation phases selected from a pearlite phase, a bainite phase, a retained austenite ( ⁇ ) phase, etc. From this point, the volume fraction of the remaining structure other than the ferrite phase and the martensite phase is preferably 5.0% or less in total.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention preferably contains Nb-based precipitates having an average particle size of 0.10 ⁇ m or less. This is because by setting the average particle size of the Nb-based precipitates to 0.10 ⁇ m or less, the strain around the Nb-based precipitates becomes effective as a resistance to dislocation movement and can contribute to strengthening of the steel.
  • the manufacturing method of the high-strength cold-rolled steel sheet of this invention is demonstrated.
  • the following shows one embodiment of the method for producing the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, and is not limited to the method shown below, and the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention can be obtained. If it is, you may manufacture with another manufacturing method.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is a hot-rolling of a steel slab having the same composition as that of the steel sheet under the conditions of hot rolling start temperature: 1150 to 1270 ° C. and finish rolling end temperature: 830 to 950 ° C. After cooling, it is wound in a temperature range of 450 to 650 ° C., pickled, cold rolled, and then within a temperature range of 710 ° C. to 820 ° C. at a first average heating rate of 3 to 30 ° C./sec. After heating to a first heating temperature at 30 ° C. for a soaking time of 30 to 300 seconds, the first cooling temperature within the temperature range of 600 to 400 ° C. is set to 3 to 25 ° C.
  • the steel slab is hot-rolled at 1150 to 1270 ° C. without being reheated after casting, or hot-rolling is started after reheating to 1150 to 1270 ° C. It is preferable.
  • the steel slab to be used is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components, but can also be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • the preferred conditions for the hot rolling step are to first hot-roll the steel slab at a hot rolling start temperature of 1150 to 1270 ° C.
  • Hot rolling start temperature 1150 to 1270 ° C
  • the rolling load increases and productivity is lowered, which is not preferable, and even if it is higher than 1270 ° C., the heating cost only increases. It is preferable to set it as 1270 degreeC.
  • Finishing rolling finish temperature 830-950 ° C Hot rolling must be finished in the austenite single phase region in order to improve the elongation and hole expandability after annealing by homogenizing the structure in the steel sheet and reducing the material anisotropy. Is 830 ° C. or higher. On the other hand, when the finish rolling finish temperature exceeds 950 ° C., the hot-rolled structure becomes coarse, and there is a concern that the characteristics after annealing are deteriorated. For this reason, the finish rolling end temperature is set to 830 to 950 ° C.
  • the cooling conditions after finish rolling are not particularly limited, but it is preferable to cool under the following cooling conditions.
  • Cooling conditions after finish rolling are 650 to 750 ° C. at a third average cooling rate of 20 ° C./s or more, starting with a first cooling time within 1 second after the end of hot rolling. It is preferable to rapidly cool to the second cooling temperature within the temperature range of 2 and to cool by air in the temperature range from the second cooling temperature to 650 ° C. for a second cooling time of 2 seconds or more.
  • the ferrite transformation is promoted by rapid cooling to the ferrite region, and high strength can be achieved by precipitating fine and stable alloy carbides. If the hot-rolled steel sheet after hot rolling is retained (held) at a high temperature, the precipitates become coarse. Therefore, after the hot rolling is finished, cooling is started within 1 second, and the third average cooling rate is 20 ° C. It is preferable to rapidly cool to a second cooling temperature within a temperature range of 650 to 750 ° C. at a rate of at least / sec. Also, in the ferrite region, precipitates are likely to be coarsened at high temperatures, and precipitation is suppressed at low temperatures.
  • the second cooling temperature From the viewpoint of promoting the precipitation of the ferrite phase without coarsening, from the second cooling temperature to 650 ° C. after rapid cooling. It is preferable to air-cool in the temperature range for a second cooling time of 2 seconds or longer (however, when the second cooling temperature is 650 ° C., hold at 650 ° C.).
  • Winding temperature 450-650 ° C If the coiling temperature is higher than 650 ° C., precipitates such as alloy carbides generated in the cooling process after hot rolling become extremely coarse, so the upper limit of the coiling temperature is set to 650 ° C. On the other hand, when the coiling temperature is lower than 450 ° C., a hard bainite phase or a martensite phase is excessively generated, the cold rolling load increases, and the productivity is hindered. And
  • a pickling step is performed to remove the scale of the surface layer of the hot rolled steel sheet.
  • the pickling step is not particularly limited, and may be performed according to a conventional method.
  • Cold rolling process A cold rolling process is implemented to a predetermined plate
  • a cold rolling process is not specifically limited, What is necessary is just to implement by a conventional method.
  • Annealing process In the annealing step, heating is performed to a first heating temperature within a temperature range of 710 ° C. to 820 ° C. at a first average heating rate of 3 to 30 ° C./second, and a soaking time of 30 to 300 seconds at the first heating temperature. After soaking, only the first average cooling rate of 3 to 25 ° C / second is cooled to the first cooling temperature within the temperature range of 600 to 400 ° C, and then the second average cooling of 3 ° C / second or less. Annealing is performed at a rate to cool from the first cooling temperature to room temperature.
  • recrystallization proceeds sufficiently during temperature rise, and part of the phase is transformed into austenite by soaking in the two-phase region, and martensite is used as the second phase during cooling. It is sufficient to produce a small amount of a low-temperature production phase containing 0.5% or more and less than 5.0% of the phase, and including a pearlite phase, a bainite phase, and a retained austenite ( ⁇ ) phase. carry out.
  • First average heating rate 3 to 30 ° C./second
  • the material can be stabilized by sufficiently allowing recrystallization to proceed in the ferrite region before heating in the two-phase region.
  • the upper limit of the first average heating rate is set to 30 ° C./second.
  • the ferrite grains become coarse and the strength decreases, so the lower limit of the first average heating rate is 3 ° C./second.
  • First heating temperature 710 to 820 ° C
  • the lower limit of the first heating temperature is set to 710 ° C.
  • the upper limit of the first heating temperature is 820 ° C., preferably 800 ° C. or less.
  • Soaking time 30 to 300 seconds
  • the soaking time needs to be 30 seconds or more in order to advance the recrystallization and cause a part of the steel structure to undergo austenite transformation.
  • the soaking time is longer than 300 seconds, the ferrite grains become coarse and the strength decreases, so the soaking time needs to be 300 seconds or less.
  • Cooling is performed at a first average cooling rate of 3 to 25 ° C./second up to a first cooling temperature within a temperature range of 600 to 400 ° C., and then a second average cooling rate of 3 ° C./second or less. In the condition of cooling from the first cooling temperature to room temperature.
  • the first cooling temperature is in the temperature range of 600 to 400 ° C.
  • the first average cooling rate is less than 3 ° C./second, the volume fraction of the martensite phase is less than 0.5%.
  • the first average cooling rate exceeds 25 ° C./second, a bainite phase and a residual ⁇ phase are generated, and the volume fraction of the ferrite phase is less than 90%. Therefore, the first average cooling rate is 25 ° C. / Second or less.
  • cooling from the first cooling temperature to room temperature is performed at a second average cooling rate of 3 ° C./second or less. If it exceeds 3 ° C./second, the volume fraction of martensite becomes 5.0% or more, so the average cooling rate from the first cooling temperature to room temperature is 3 ° C./second or less.
  • temper rolling process When yield point or yield elongation occurs, it is preferable to perform temper rolling because there is a concern that the variation in strength, particularly yield stress YS, may increase.
  • Elongation (reduction) rate of temper rolling 0.3 to 2.0%
  • the elongation rate 0.3% or more.
  • the upper limit of the elongation rate should be 2.0%. Is preferred.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is not limited to the high-strength cold-rolled steel sheet manufactured by the above-described manufacturing method.
  • a hot-dip galvanized steel sheet manufactured by hot-dip galvanizing after the annealing step Various surface-treated steel sheets subjected to surface treatment, such as alloyed hot-dip galvanized steel sheets produced by alloying after galvanization, are also included.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm. Thereafter, the cold-rolled steel sheet was heated to the first heating temperature shown in Table 2 at the first average heating rate shown in Table 2, and soaked for the soaking time shown in Table 2 at the first heating temperature. 2 is cooled at the first average cooling rate shown in Table 2, and then annealed under the conditions of cooling from the first cooling temperature to room temperature at the second average cooling rate shown in Table 2. After that, skin pass rolling (temper rolling) was performed at an elongation rate (reduction rate) of 0.7% to produce a high-strength cold-rolled steel sheet.
  • JIS No. 5 tensile test specimens were sampled from the vertical direction of rolling at a total of nine locations in the width direction center position and both 1/4 width positions at the longitudinal tip, center, and tail end of the manufactured steel sheet.
  • the yield stress (YS), tensile strength (TS), total elongation (EL), and yield ratio (YR) were measured by a test (JIS Z 2241 (1998)).
  • the microstructure of the steel sheet corrodes the cross section in the rolling direction of the steel sheet (depth position of 1/4 thickness) using 3% Nital reagent (3% nitric acid + ethanol),
  • the volume fraction of the ferrite phase and the volume fraction of the martensite phase (%) were quantified using the structure photographs observed and photographed with an electron microscope (scanning type and transmission type) of 1000 to 100,000 times. Each 12 fields of view were observed, the area ratio was measured by the point count method (based on ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio was defined as the volume fraction.
  • the ferrite phase is a region with a slightly black contrast
  • the martensite phase is a region with a white contrast.
  • the remaining low-temperature phase can be discriminated from the pearlite phase and the bainite phase in the observation with the optical microscope or the electron microscope (scanning type and transmission type).
  • the pearlite phase is a layered structure in which plate-like ferrite phases and cementite are alternately arranged, and the bainite phase is a plate-like bainitic ferrite phase having a higher dislocation density than the polygonal ferrite phase. And a structure containing cementite.
  • the presence or absence of the retained austenite phase is determined by X-ray diffraction (apparatus: Rigaku) on the surface polished by a thickness of 1 ⁇ 4 of the plate thickness from the surface layer, using Mo K ⁇ rays as a radiation source and an acceleration voltage of 50 keV.
  • RINT2200 manufactured by the company, the X-ray diffraction lines of the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of the austenite phase
  • the integral intensity was measured, and using these measured values, the volume fraction of the retained austenite phase was determined from the calculation formula described in “X-ray Diffraction Handbook” (2000) Rigaku Corporation, p26, 62-64, When the volume fraction was 1% or more, it was judged that there was a residual austenite phase, and when the volume fraction was less than 1%, it was judged that there was no residual austenite phase.
  • the average particle diameter of the Nb-based precipitate (carbide) was measured by observing 10 thin-films prepared from the obtained steel sheet with a transmission electron microscope (TEM) (photo enlargement: magnification: 500,000 times).
  • the average particle size of each precipitated carbide was determined.
  • the carbide is spherical, the average particle diameter is the average particle diameter.
  • the carbide is oval, the major axis a of the carbide and the minor axis b in the direction perpendicular to the major axis are measured.
  • the square root of the product a ⁇ b of the major axis a and the minor axis b was defined as the average particle diameter.
  • Table 2 shows the measured tensile properties and hole expandability. From the results shown in Table 2, in all of the inventive examples, the volume fraction of the ferrite phase as the main phase is 90% or more, and the volume fraction of the martensite phase as the second phase is 0.5% or more. The steel sheet structure is less than 0%. As a result, the tensile strength of 590 MPa or more and the yield ratio of 70% or more are secured, and the total elongation of 26.5% or more and the hole expansion ratio of 60% or more are good. Processability was obtained.
  • the tensile strength is 590 MPa or more
  • the yield ratio is 70% or more
  • the total elongation is 26.5% or more
  • the hole expansion ratio is 60% or more.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本発明は、加工性、すなわち延性と穴広げ性に優れ、かつ高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供するものである。本発明の高強度冷延鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：0.05～0.15％、Si：0.10～0.90％、Mn：1.0～2.0％、Ｐ：0.005～0.05％、Ｓ：0.0050％以下、Al：0.01～0.10％、Ｎ：0.0050％以下およびNb：0.010～0.100％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、フェライト相を90％以上、マルテンサイト相を0.5％以上5.0％未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、かつ、降伏比が70％以上であることを特徴とするものである。

Description

加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度薄鋼板に関するものである。なお、降伏比（ＹＲ）とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳで表される。
　近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、車体の軽量化による燃費向上が大きな課題となっている。このため自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、これまでＴＳが２７０~４４０ＭＰａ級の鋼板が使用されていた部品に対し、５９０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。
　この５９０ＭＰａ以上の鋼板には、成形性の観点から延性や伸びフランジ成形性（穴広げ性）に代表される加工性が優れていることに加え、衝突吸収エネルギー特性が大きいという特性が求められている。衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、降伏比を高めることが有効であり、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させることが可能である。
　５９０ＭＰａ以上の引張強さを得るための鋼板の強化機構としては、母相であるフェライト相の硬化、もしくはマルテンサイト相のような硬質相を利用する方法がある。フェライト相の硬化の中で、Ｎｂなど炭化物生成元素を添加した析出強化型の高強度鋼板は、所定の強度を確保するために必要な合金添加元素が少量で済むため、廉価に製造可能である。
　例えば、特許文献１には、Ｎｂ添加による析出強化した５９０ＭＰａ以上でプレス成形後の耐二次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されており、特許文献２には、ＮｂおよびＴｉ添加により析出強化した、引張強さＴＳが４９０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ未満、降伏比が０．７０超０．９２未満である、伸びフランジ成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。また、特許文献３には、ＮｂとＴｉとの何れか一方又は両方の添加により析出強化した、鋼板組織が再結晶フェライト、未再結晶フェライト及びパーライトを含み、引張り最大強度が５９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．７０以上であることを特徴とする高降伏比を有する高強度冷延鋼板が開示されている。
　一方、マルテンサイト相のような硬質相を利用する方法としては、例えば、特許文献４のように主相がフェライトで第２相がマルテンサイトを体積分率で３~５０％を含むその他の低温生成相との複合組織により、動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。特許文献５には、主相であるフェライト相と、第二相であるマルテンサイト相から構成され、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上である、伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板が開示されている。
特許第３８７３６３８号公報 特開２００８−１７４７７６号公報 特開２００８−１５６６８０号公報 特許第３７９３３５０号公報 特許第３８８７２３５号公報
　しかしながら、特許文献１は溶融亜鉛めっき鋼板に関するものであって、後述するような本発明における鋼板のミクロ組織は記載されていない。また、特許文献１の鋼板は、成形性の観点から延性が不十分である。
　また、特許文献２に関しては、鋼板中のＡｌ含有量が０．０１０％未満であるため、鋼の脱酸と、Ｎの析出固定を十分に行うことはできず、健全な鋼を量産することは困難であり、加えて、Ｏを含有し酸化物を分散させているため、材質、とくに局部延性のバラツキが大きいという問題がある。
　特許文献３においては、未再結晶フェライトを均一に分散させて延性の低下を抑えているが、後述するように、本発明とは鋼板のミクロ組織が異なるため、成形性を十分満足させる延性及び穴広げ性は得られない。
　またマルテンサイトを活用した特許文献４は、加工性として穴広げ性は全く考慮されていない。また、特許文献５は、延性については全く考慮されていない。
　このように高降伏比を有する高強度鋼板について、延性と穴広げ性の双方の加工性を向上させることは困難であった。
　本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解消し、加工性、すなわち延性と穴広げ性に優れ、かつ高降伏比を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、Ｎｂを用いた析出強化に加え、鋼板のミクロ組織中のマルテンサイト相の体積分率を制御することにより、７０％以上の高い降伏比を有し、且つ、加工性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが出来ることを見出した。
　具体的に、本発明の鋼板成分として、高降伏比と高強度に有効な析出強化に効果の高いＮｂを０．０１０~０．１００％添加し、体積分率で、主相（第１相）のフェライト相を９０％以上、第２相のマルテンサイト相を０．５％以上５．０％未満の範囲に鋼板のミクロ組織を制御することで、高強度で、かつ加工性に優れた高降伏比の冷延鋼板を得ることを見出し、本発明を完成させるに至った。
　すなわち、本発明の要旨構成は以下の通りである。
（１）化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：０．１０~０．９０％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．００５~０．０５％、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１~０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下およびＮｂ：０．０１０~０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、フェライト相を９０％以上、マルテンサイト相を０．５％以上５．０％未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、かつ、降伏比が７０％以上であることを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
（２）平均粒径が０．１０μｍ以下のＮｂ系析出物を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度冷延鋼板。
（３）Ｆｅ成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｖ：０．１０％以下およびＴｉ：０．１０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度冷延鋼板。
（４）Ｆｅ成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする上記（１）~（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
（５）引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする上記（１）~（４）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
（６）化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：０．１０~０．９０％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．００５~０．０５％、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１~０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下およびＮｂ：０．０１０~０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：１１５０~１２７０℃、仕上げ圧延の終了温度：８３０~９５０℃の条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板とし、冷却後に４５０~６５０℃の温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とし、その後、３~３０℃／秒の第１平均加熱速度で７１０℃~８２０℃の温度範囲内にある第１加熱温度まで加熱し、該第１加熱温度で３０~３００秒間の均熱時間だけ均熱した後、６００~４００℃の温度範囲内にある第１冷却温度までを３~２５℃／秒の第１平均冷却速度で冷却し、その後、３℃／秒以下の第２平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、０．３~２．０％の伸長率で調質圧延を施すことを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
（７）前記熱間圧延後、巻取り前に行う冷却は、熱間圧延の終了後１秒以内の第１冷却時間で冷却を開始して、２０℃／秒以上の第３平均冷却速度で６５０~７５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度まで急冷し、第２冷却温度から６５０℃までの温度範囲にて２秒以上の第２冷却時間で空冷することを伴うものである上記（６）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
（８）Ｆｅ成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｖ：０．１０％以下およびＴｉ：０．１０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする上記（６）または（７）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
（９）Ｆｅ成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする上記（６）~（８）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが５９０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以上、全伸びが２６．５％以上および穴広げ率が６０％以上である、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　まず、本発明の高強度冷延鋼板の組成（化学成分）を限定した理由を説明する。以下において、各成分の「％」表示は、いずれも質量％を意味する。
Ｃ：０．０５~０．１５％
　炭素（Ｃ）は、鋼板の高強度化に有効な元素であり、特に、Ｎｂのような炭化物形成元素と微細な合金炭化物、あるいは、合金炭窒化物を形成して鋼板の強化に寄与する。また、本発明における、第２相としてのマルテンサイト相の形成に必要な元素であり、高強度化に寄与する。この効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。一方、Ｃ含有量を０．１５％よりも多く含有させると、スポット溶接性が低下することから、Ｃ含有量の上限値は０．１５％とする。なお、より良好な溶接性を確保する観点からは、Ｃ含有量を０．１２％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．１０~０．９０％
　珪素（Ｓｉ）は、高強度化に寄与する元素であり、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して延性の低下が比較的少なく、強度−延性バランスの向上にも寄与する元素である。さらにフェライト相の固溶強化により、硬質な第２相との硬度差を小さくするため、穴広げ性向上にも寄与する。この効果を得るためにはＳｉ含有量を０．１０％以上とすることが必要である。強度−延性バランスの向上をより重視する場合には、Ｓｉ含有量を０．２０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．９０％よりも多いと化成処理性が低下するため、Ｓｉ含有量を０．９０％以下とし、より好ましくは０．８０％以下とする。
Ｍｎ：１．０~２．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化および第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはＭｎ含有量は１．０％以上とすることが必要である。一方、Ｍｎ含有量が２．０％よりも多いと、成形性の低下が著しくなることから、その含有量を２．０％以下とする。
Ｐ：０．００５~０．０５％
　リン（Ｐ）は、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはＰ含有量は０．００５％以上とすることが必要である。また、Ｐ含有量が０．０５％よりも多いと、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、中央偏析しやすくなるため、Ｐ含有量の上限値は０．０５％とする。
Ｓ：０．００５０％以下
　硫黄（Ｓ）の含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部延性が低下するため、Ｓ含有量の上限を０．００５０％とし、好ましくは０．００３０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限値については特に限定する必要はないが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、Ｓ含有量の下限値は０．０００５％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１~０．１０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。しかしながら、Ａｌを０．１０％を超えて含有しても効果の向上が認められないため、Ａｌ含有量の上限は０．１０％とする。
Ｎ：０．００５０％以下
　窒素（Ｎ）は、Ｃと同様にＮｂと化合物を形成して、合金窒化物や合金炭窒化物となり、高強度化に寄与する。しかし、窒化物は比較的高温で生成しやすいため粗大になりやすく、炭化物に比べ強度への寄与が相対的に小さい。すなわち高強度化には、Ｎ量を低減して合金炭化物をより生成した方が有利である。このような観点から、Ｎの含有量を０．００５０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｎｂ：０．０１０~０．１００％
　ニオブ（Ｎｂ）は、ＣやＮと化合物を形成して炭化物や炭窒化物となり、高降伏比や高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが必要である。しかし、Ｎｂ含有量が０．１００％よりも多いと、成形性の低下が著しくなるため、Ｎｂ含有量の上限値を０．１００％とする。
　本発明では、上記の基本成分に加え、以下に示す任意成分を、必要に応じて所定の範囲で添加しても良い。
Ｖ：０．１０％以下
　バナジウム（Ｖ）は、Ｎｂと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有させることができる元素であるが、Ｖ含有量を０．１０％よりも多くしても、０．１０％を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。このため、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Ｖを含有させる場合には、０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｔｉ：０．１０％以下
　チタン（Ｔｉ）もまた、Ｎｂと同様に、繊細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有させることができる元素であるが、Ｔｉ含有量を０．１０％よりも多くすると、成形性が著しく低下するため、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Ｔｉを含有させる場合には、０．００５％以上含有させる
ことが好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
　クロム（Ｃｒ）は、焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Ｃｒ含有量を０．５０％よりも多くしても、効果の向上が認められなくなるため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。なお、高強度化を発揮する上で、Ｃｒを含有させる場合には、０．１０％以上含有させることが好ましい。
Ｍｏ：０．５０％以下
　モリブデン（Ｍｏ）は、焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与するため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Ｍｏ含有量を０．５０％よりも多くしても、効果の向上が認められなくなるため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。なお、高強度化を発揮する上で、Ｍｏを含有させる場合には、０．０５％以上含有させることが好ましい。
Ｃｕ：０．５０％以下
　銅（Ｃｕ）は、固溶強化により高強度化に寄与して、また焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与するため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Ｃｕ含有量を０．５０％よりも多くしても、効果の向上が認められず、さらに、Ｃｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。なお、上記効果を発揮する上で、Ｃｕを含有させる場合には、０．０５％以上含有させることが好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
　ニッケル（Ｎｉ）もまた、Ｃｕと同様に、固溶強化により高強度化に寄与して、また焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与し、さらに、Ｃｕとともに添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Ｎｉ含有量を０．５０％よりも多くしても、効果の向上が認められないため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、上記効果を発揮する上で、Ｎｉを含有させる場合には、０．０５％以上含有させることが好ましい。
Ｂ：０．００３０％以下
　ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与するため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Ｂ含有量を０．００３０％よりも多くしても、効果の向上が認められないため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。なお、上記効果を発揮する上で、Ｂを含有させる場合には、０．０００５％以上含有させることが好ましい。
　上記化学成分の他、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
　鋼板のミクロ組織は、体積分率で、主相（第１相）であるフェライト相を９０％以上、第２相であるマルテンサイト相を０．５％以上５．０％未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織である。なお、ここでいう「体積分率」とは、鋼板の全体に対する体積分率を意味し、以下同様である。
　本発明の冷延鋼板における主な強化機構は、炭化物の析出による析出強化であるが、加えて硬質な第２相のマルテンサイト相により強度を高めることが可能である。
　フェライト相の体積分率が９０％未満では、マルテンサイト相やパーライト相などの硬質な第２相が多く存在するため、軟質なフェライト相との硬度差が大きい箇所が多く存在し、穴広げ性が低下する。そのため、フェライト相の体積分率は９０％以上とし、好ましくは９３％以上とする。ここでいう「フェライト相」とは、再結晶フェライト相や未再結晶フェライト相を含む全フェライト相を意味する。
　マルテンサイト相の体積分率が０．５％未満では、強度に及ぼす効果が少ない。そのため、マルテンサイトの体積分率は０．５％以上とする。一方、マルテンサイト相の体積分率が５．０％以上だと、硬質なマルテンサイト相が周囲のフェライト相に可動転位を発生させるため、降伏比が低下するとともに、穴広げ性が低下する。このため、マルテンサイト相の体積分率は５．０％未満とし、好ましくは３．５％以下とする。
　フェライト相とマルテンサイト相以外の残部組織は、パーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト（γ）相等から選択される１種あるいは２種以上の低温生成相を組み合わせた混合組織としてもよいが、成形性の点からフェライト相とマルテンサイト相以外の残部組織の体積分率は合計で５．０％以下とすることが好ましい。
　また、本発明の高強度冷延鋼板は、平均粒径が０．１０μｍ以下のＮｂ系析出物を含有することが好ましい。Ｎｂ系析出物の平均粒径を０．１０μｍ以下とすることで、Ｎｂ系析出物周囲の歪が転位の移動の抵抗として効果的となり、鋼の強化に寄与することができるからである。
　次に本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
　以下は、本発明の高強度冷延鋼板を製造する方法の一実施形態を示すものであり、以下に示す方法に限定されるものではなく、本発明の高強度冷延鋼板を得ることができるのであれば、他の製造方法で製造しても良い。
　本発明の高強度冷延鋼板は、上記鋼板組成と同じ成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：１１５０~１２７０℃、仕上げ圧延の終了温度：８３０~９５０℃の条件で熱間圧延を行い、冷却後に４５０~６５０℃の温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、３~３０℃／秒の第１平均加熱速度で７１０℃~８２０℃の温度範囲内にある第１加熱温度まで加熱し、該第１加熱温度で３０~３００秒間の均熱時間だけ均熱した後、６００~４００℃の温度範囲内にある第１冷却温度までを３~２５℃／秒の第１平均冷却速度で冷却し、その後、３℃／秒以下の第２平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、０．３~２．０％の伸長率で調質圧延を施すことにより製造することができる。
　また、熱間圧延工程では、鋼スラブを、鋳造後、再加熱することなく１１５０~１２７０℃で熱間圧延を開始するか、若しくは１１５０~１２７０℃に再加熱した後、熱間圧延を開始することが好ましい。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。熱間圧延工程の好ましい条件は、まず、１１５０~１２７０℃の熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延、直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
［熱間圧延工程］
熱間圧延開始温度：１１５０~１２７０℃
　熱間圧延開始温度は、１１５０℃よりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下するため好ましくなく、また、１２７０℃よりも高くしても加熱コストが増大するだけであるため、１１５０~１２７０℃とすることが好ましい。
仕上げ圧延終了温度：８３０~９５０℃
　熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は８３０℃以上にする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する懸念がある。このため、仕上げ圧延終了温度を８３０~９５０℃とする。
　仕上げ圧延後の冷却条件については特に限定しないが、以下の冷却条件にて冷却するのが好ましい。
仕上げ圧延後の冷却条件
　仕上げ圧延後の冷却条件は、熱間圧延の終了後１秒以内の第１冷却時間で冷却を開始して、第３平均冷却速度２０℃／秒以上で６５０~７５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度まで急冷し、第２冷却温度から６５０℃までの温度範囲にて２秒以上の第２冷却時間で空冷することが好ましい。
　熱間圧延終了後、フェライト域に急冷することによりフェライト変態を促進するとともに、微細かつ安定な合金炭化物などを析出させることで高強度化を達成することができる。熱間圧延終了後の熱延鋼板を高温のまま滞留（保持）すると析出物が粗大化してしまうので、熱間圧延終了後、１秒以内に冷却を開始して、第３平均冷却速度２０℃／秒以上で６５０~７５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度まで急冷することが好ましい。また、フェライト域でも高温では析出物が粗大化しやすく、低温では析出が抑制されるため、フェライト相の析出を粗大化させずに促進する観点から、急冷後、第２冷却温度から６５０℃までの温度範囲にて２秒以上の第２冷却時間で空冷（但し、第２冷却温度が６５０℃の場合は、６５０℃で保持）することが好ましい。
巻取り温度：４５０~６５０℃
　巻取り温度が６５０℃よりも高いと、熱間圧延後の冷却過程にて生成した合金炭化物などの析出物が著しく粗大化するため、巻取り温度の上限を６５０℃とする。一方、巻取り温度が４５０℃よりも低いと、硬質なベイナイト相やマルテンサイト相が過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大し、生産性を阻害するため、巻取り温度の下限は４５０℃とする。
［酸洗工程］
　熱間圧延工程後、酸洗工程を実施し、熱延鋼板の表層のスケールを除去する。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
［冷間圧延工程］
　酸洗後の熱延鋼板に対し、所定の板厚まで冷間圧延工程を実施する。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。
［焼鈍工程］
　焼鈍工程は、３~３０℃／秒の第１平均加熱速度で７１０℃~８２０℃の温度範囲内にある第１加熱温度まで加熱し、該第１加熱温度で３０~３００秒間の均熱時間だけ均熱した後、６００~４００℃の温度範囲内にある第１冷却温度までを３~２５℃／秒の第１平均冷却速度で冷却し、その後、３℃／秒以下の第２平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施す。焼鈍工程においては、フェライト組織の再結晶を進行させるとともに、析出物の溶解や粗大化を抑制することが高強度化に重要である。このような組織形成のためには、昇温中に再結晶を十分に進行させ、２相域にて均熱することで一部をオーステナイト相に変態させ、冷却中に第２相としてマルテンサイト相を０．５％以上５．０％未満含み、且つ、パーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト（γ）相を含む低温生成相を少量生成させればよく、そのために以下の条件で焼鈍処理を実施する。
第１平均加熱速度：３~３０℃／秒
　２相域に加熱する前にフェライト域で十分に再結晶を進行させることで材質を安定化することができる。第１平均加熱速度が３０℃／秒よりも急速に加熱すると、再結晶が進行しにくくなるため、第１平均加熱速度の上限を３０℃／秒とする。一方、第１平均加熱速度：３℃／秒よりも遅いと、フェライト粒が粗大になって強度が低下するため、第１平均加熱速度の下限を３℃／秒とする。
第１加熱温度：７１０~８２０℃
　第１加熱温度が７１０℃よりも低いと、上記の第１平均加熱速度でも未再結晶組織が多く残存し、成形性が低下するため、第１加熱温度の下限を７１０℃とする。一方、第１加熱温度が８２０℃よりも高温では、析出物が粗大化して強度が低下するため、第１加熱温度の上限は８２０℃とし、好ましくは８００℃以下である。
均熱時間：３０~３００秒間
　上記の第１加熱温度において、再結晶の進行と、鋼組織の一部をオーステナイト変態させるため、均熱時間は３０秒以上とすることが必要である。一方、均熱時間が３００秒よりも長いと、フェライト粒が粗大化して強度が低下するため、均熱時間は３００秒以下とする必要がある。
冷却工程
　冷却は、６００~４００℃の温度範囲内にある第１冷却温度までを３~２５℃／秒の第１平均冷却速度で冷却し、その後、３℃／秒以下の第２平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する条件で行う。
　フェライト相の体積分率を９０％以上、マルテンサイト相の体積分率を０．５％以上５．０％未満に制御するため、上記の第１加熱温度から第１冷却温度までを、３~２５℃／秒の第１平均冷却速度で冷却する。また、第１冷却温度が６００℃よりも高いと、マルテンサイト相の体積分率が０．５％未満となり、一方、第１冷却温度が４００℃よりも低いとマルテンサイト相の体積分率が５．０％以上に増加し、さらにベイナイト相や残留オーステナイト（γ）相が生成し、フェライト相の体積分率が９０％未満となるため、第１冷却温度は６００~４００℃の温度範囲内とする。また、前記第１平均冷却速度が３℃／秒未満では、マルテンサイト相の体積分率が０．５％未満となるため、３℃／秒以上とする。一方、前記第１平均冷却速度が２５℃／秒超えだと、ベイナイト相や残留γ相が生成し、フェライト相の体積分率が９０％未満となるため、前記第１平均冷却速度は２５℃／秒以下とする。
　また、第１冷却温度から室温までの冷却は、３℃／秒以下の第２平均冷却速度で冷却する。３℃／秒を超えるとマルテンサイトの体積分率が５．０％以上になるため、第１冷却温度から室温までの平均冷却速度は３℃／秒以下とする。
［調質圧延工程］
　降伏点や降伏伸びが発生すると、強度、特に降伏応力ＹＳのバラツキが大きくなる懸念があることから調質圧延を実施することが好ましい。
調質圧延の伸長（圧下）率：０．３~２．０％
　降伏点や降伏伸びを発現させないようにするためには、伸長率が０．３％以上の調質圧延を施すことが好ましい。しかし、伸長率が２．０％よりも大きいと、上記の効果の向上が顕著には認められなくなる他、延性も低下する可能性があるため、伸長率の上限は２．０％とすることが好ましい。
　本発明の高強度冷延鋼板は、上述した製造方法で製造した高強度冷延鋼板だけには限定されず、焼鈍工程後に、例えば、溶融亜鉛めっきを施して製造した溶融亜鉛めっき鋼板や、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板などのように、表面処理を施した各種表面処理鋼板も含まれる。
　なお、上述したところは、この発明の実施形態の一例を示したにすぎず、特許請求の範囲において種々の変更を加えることができる。
　次に、本発明の実施例を以下で説明する。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製して鋳造し、２３０ｍｍ厚の鋼スラブを製造した。前記スラブを、熱間圧延開始温度を１２００℃とし、仕上げ圧延の終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件で熱間圧延し、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。前記熱延鋼板を、熱間圧延の終了後、第１冷却時間：０．１秒で冷却を開始して、表２に示す第３平均冷却速度で、表２に示す第２冷却温度まで急冷し、第２冷却温度から６５０℃までの温度範囲にて、第２冷却時間：２．５秒だけ空冷して、表２に示す巻取温度（ＣＴ）で巻取った。
　前記熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を施して、板厚：１．４ｍｍの冷延鋼板とした。前記冷延鋼板を、その後、表２に示す第１平均加熱速度で表２に示す第１加熱温度まで加熱し、該第１加熱温度で表２に示す均熱時間だけ均熱した後、表２に示す第１冷却温度までを、表２に示す第１平均冷却速度で冷却し、その後、表２に示す第２平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、０．７％の伸長率（圧下率）でスキンパス圧延（調質圧延）を施し、高強度冷延鋼板を製造した。
　製造した鋼板の長手先端部、中央部、尾端部にて、それぞれ幅方向中央位置と、両１／４幅位置の計９ヶ所から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向から採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８））により、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、降伏比（ＹＲ）を測定した。ＥＬが２６．５％以上と良好な延性を有する鋼板、ＹＲが７０％以上と高降伏比を有する鋼板とした。
　穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ　Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、直径１０ｍｍφの穴を打ち抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率λ（％）を測定した。λ（％）が、６０％以上を有するものを良好な穴広げ性を有する鋼板とした。
　鋼板のミクロ組織は、３％ナイタール試薬（３％硝酸＋エタノール）を用いて、鋼板の圧延方向断面（板厚１／４の深さ位置）を腐食し、５００~１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００~１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により観察、撮影した組織写真を用いて、フェライト相の体積分率とマルテンサイト相の体積分率（％）を定量化した。各１２視野の観察を行い、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライト相は、やや黒いコントラストの領域であり、マルテンサイト相は白いコントラストの付いている領域である。
　また、残部の低温生成相については、上記光学顕微鏡ないし電子顕微鏡（走査型および透過型）の観察において、パーライト相およびベイナイト相は判別可能である。パーライト相は、層状の組織で、板状のフェライト相とセメンタイトが交互に並んでいる組織であり、ベイナイト相は、ポリゴナルフェライト相と比較して転位密度の高い板状のベイニティックフェライト相とセメンタイトを含む組織である。
　また、残留オーステナイト相の有無については、表層より板厚の１／４の厚さ分だけ研磨した面で、ＭｏのＫα線を線源とし加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライト相の｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイト相の｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ２６，６２−６４に記載の計算式から残留オーステナイト相の体積分率を求め、体積分率が１％以上の場合、残留オーステナイト相がありと判断し、体積分率が１％未満の場合、残留オーステナイト相がなしと判断した。
　また、Ｎｂ系析出物（炭化物）の平均粒径の測定方法は、得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で１０視野観察し（写真引伸で倍率：５００，０００倍）、析出した各々の炭化物の平均粒径を求めた。平均粒径は、炭化物が球状形状の場合はその直径を平均粒径とし、また、炭化物が楕円形の場合は、炭化物の長軸ａと、長軸に直交する方向の短軸ｂとを測定し、長軸ａと短軸ｂとの積ａ×ｂの平方根を平均粒径とした。
　測定した引張特性と穴広げ性を表２に示す。表２に示す結果から、発明例は何れも主相としてフェライト相の体積分率が９０％以上であり、且つ、第２相としてのマルテンサイト相の体積分率が０．５％以上５．０％未満の鋼板組織を示し、その結果、５９０ＭＰａ以上の引張強さと、７０％以上の降伏比を確保しつつ、且つ、２６．５％以上の全伸びと６０％以上の穴広げ率の良好な加工性が得られた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが５９０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以上、全伸びが２６．５％以上および穴広げ率が６０％以上である、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。

Claims (9)

  1. 　化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：０．１０~０．９０％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．００５~０．０５％、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１~０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下およびＮｂ：０．０１０~０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、フェライト相を９０％以上、マルテンサイト相を０．５％以上５．０％未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、かつ、降伏比が７０％以上であることを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
  2. 　平均粒径が０．１０μｍ以下のＮｂ系析出物を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 　Ｆｅ成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｖ：０．１０％以下およびＴｉ：０．１０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 　Ｆｅ成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項１~３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
  5. 　引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１~４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
  6. 　化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：０．１０~０．９０％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．００５~０．０５％、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１~０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下およびＮｂ：０．０１０~０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：１１５０~１２７０℃、仕上げ圧延の終了温度：８３０~９５０℃の条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板とし、冷却後に４５０~６５０℃の温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とし、その後、３~３０℃／秒の第１平均加熱速度で７１０℃~８２０℃の温度範囲内にある第１加熱温度まで加熱し、該第１加熱温度で３０~３００秒間の均熱時間だけ均熱した後、６００~４００℃の温度範囲内にある第１冷却温度までを３~２５℃／秒の第１平均冷却速度で冷却し、その後、３℃／秒以下の第２平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、０．３~２．０％の伸長率で調質圧延を施すことを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
  7. 　前記熱間圧延後、巻取り前に行う冷却は、熱間圧延の終了後１秒以内の第１冷却時間で冷却を開始して、２０℃／秒以上の第３平均冷却速度で６５０~７５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度まで急冷し、第２冷却温度から６５０℃までの温度範囲にて２秒以上の第２冷却時間で空冷することを伴うものである請求項６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  8. 　Ｆｅ成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｖ：０．１０％以下およびＴｉ：０．１０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項６または７に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  9. 　Ｆｅ成分の一部に代えて、さらに質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項６~８のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
PCT/JP2011/078222 2011-01-31 2011-11-30 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法 WO2012105126A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US13/980,981 US9914988B2 (en) 2011-01-31 2011-11-30 High-strength cold-rolled steel sheet with high yield ratio having excellent formability and method for producing the same
CA2824934A CA2824934A1 (en) 2011-01-31 2011-11-30 High-strength cold-rolled steel sheet with high yield ratio having excellent formability and method for producing the same
BR112013019204A BR112013019204A2 (pt) 2011-01-31 2011-11-30 chapa de aço laminada a frio de alta resistência com alta razão de rendimento tendo excelente capacidade de conformação e método de produção da mesma
KR1020137021597A KR101569977B1 (ko) 2011-01-31 2011-11-30 가공성이 우수한 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
CN201180066476.XA CN103339280B (zh) 2011-01-31 2011-11-30 加工性优良并具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法
EP11857502.6A EP2671964B1 (en) 2011-01-31 2011-11-30 High-strength cold-rolled steel sheet having excellent processability and high yield ratio, and method for producing same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011018191A JP5182386B2 (ja) 2011-01-31 2011-01-31 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011-018191 2011-01-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012105126A1 true WO2012105126A1 (ja) 2012-08-09

Family

ID=44879206

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/078222 WO2012105126A1 (ja) 2011-01-31 2011-11-30 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9914988B2 (ja)
EP (1) EP2671964B1 (ja)
JP (1) JP5182386B2 (ja)
KR (1) KR101569977B1 (ja)
CN (1) CN103339280B (ja)
BR (1) BR112013019204A2 (ja)
CA (1) CA2824934A1 (ja)
TW (1) TWI460288B (ja)
WO (1) WO2012105126A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101543836B1 (ko) 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101543837B1 (ko) 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5884714B2 (ja) * 2012-01-31 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN103602890B (zh) * 2013-11-29 2016-08-24 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度540MPa级高扩孔钢板及其制造方法
CN104726770B (zh) * 2013-12-20 2017-04-12 Posco公司 扩孔性优异的析出强化型钢板及其制造方法
CN105274432B (zh) * 2014-06-11 2017-04-26 鞍钢股份有限公司 600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板及其制造方法
KR101657845B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-20 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2016152148A1 (ja) 2015-03-25 2016-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101778385B1 (ko) * 2015-11-20 2017-09-14 주식회사 포스코 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2017111303A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
KR101899674B1 (ko) * 2016-12-19 2018-09-17 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102064962B1 (ko) * 2017-12-24 2020-02-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 내식성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102166598B1 (ko) * 2018-11-26 2020-10-16 현대제철 주식회사 냉연강판 및 그 제조방법
CN109735697B (zh) * 2018-12-18 2020-07-24 钢铁研究总院 一种合金钢及制备方法与成形方法
CN109943778B (zh) * 2019-04-30 2020-08-11 马鞍山钢铁股份有限公司 一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN112522582B (zh) * 2019-09-19 2022-11-18 宝山钢铁股份有限公司 一种含硼高强高扩孔钢及其制造方法
WO2021167023A1 (ja) * 2020-02-21 2021-08-26 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および鋼板の製造方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005264323A (ja) * 2004-02-18 2005-09-29 Jfe Steel Kk 深絞り性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3793350B2 (ja) 1998-06-29 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3873638B2 (ja) 2001-03-09 2007-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3887235B2 (ja) 2002-01-11 2007-02-28 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2007197748A (ja) * 2006-01-25 2007-08-09 Jfe Steel Kk 深絞り用高強度複合組織型冷延鋼板の製造方法
JP2008106351A (ja) * 2006-09-29 2008-05-08 Nippon Steel Corp 加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2008156680A (ja) 2006-12-21 2008-07-10 Nippon Steel Corp 高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2008174776A (ja) 2007-01-17 2008-07-31 Nippon Steel Corp 伸びフランジ成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2009174019A (ja) * 2008-01-25 2009-08-06 Nippon Steel Corp 焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板とその製造方法
WO2009125874A1 (ja) * 2008-04-10 2009-10-15 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0747797B2 (ja) * 1989-03-10 1995-05-24 川崎製鉄株式会社 耐つまとび性、耐泡・黒点欠陥性及びプレス成形性に優れたほうろう用鋼板並びにその製造方法
CN1145709C (zh) * 2000-02-29 2004-04-14 川崎制铁株式会社 应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
KR20020073564A (ko) * 2000-11-28 2002-09-27 가와사끼 세이데쓰 가부시키가이샤 복합조직형 고장력 강판, 복합조직형 고장력 도금강판 및이들의 제조방법
JP4010132B2 (ja) * 2000-11-28 2007-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
TWI302572B (en) * 2003-09-30 2008-11-01 Nippon Steel Corp High yield ratio, high strength steel sheet, high yield ratio, high strength hot dip galvanized steel sheet and high yield ratio, high strength alloyed hot dip galvanized steel sheet and process for producing same
JP4815974B2 (ja) * 2005-09-29 2011-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
WO2008093815A1 (ja) * 2007-01-29 2008-08-07 Jfe Steel Corporation 高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP5162924B2 (ja) * 2007-02-28 2013-03-13 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
US8435363B2 (en) * 2007-10-10 2013-05-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured high strength steel and manufacturing same
TW200944598A (en) * 2008-04-29 2009-11-01 China Steel Corp High-intensity hot rolling steel and producing method thereof
KR101079383B1 (ko) * 2008-12-15 2011-11-02 주식회사 포스코 항복강도 및 연신특성이 우수한 석출경화형 냉연강판 및 그제조방법
JP5709151B2 (ja) * 2009-03-10 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3793350B2 (ja) 1998-06-29 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3873638B2 (ja) 2001-03-09 2007-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3887235B2 (ja) 2002-01-11 2007-02-28 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2005264323A (ja) * 2004-02-18 2005-09-29 Jfe Steel Kk 深絞り性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2007197748A (ja) * 2006-01-25 2007-08-09 Jfe Steel Kk 深絞り用高強度複合組織型冷延鋼板の製造方法
JP2008106351A (ja) * 2006-09-29 2008-05-08 Nippon Steel Corp 加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2008156680A (ja) 2006-12-21 2008-07-10 Nippon Steel Corp 高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2008174776A (ja) 2007-01-17 2008-07-31 Nippon Steel Corp 伸びフランジ成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2009174019A (ja) * 2008-01-25 2009-08-06 Nippon Steel Corp 焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板とその製造方法
WO2009125874A1 (ja) * 2008-04-10 2009-10-15 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2671964A4 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101543836B1 (ko) 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101543837B1 (ko) 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
US9914988B2 (en) 2018-03-13
KR101569977B1 (ko) 2015-11-17
BR112013019204A2 (pt) 2016-10-04
US20130340898A1 (en) 2013-12-26
KR20130121940A (ko) 2013-11-06
JP2011202272A (ja) 2011-10-13
EP2671964B1 (en) 2021-05-26
TWI460288B (zh) 2014-11-11
TW201243061A (en) 2012-11-01
CN103339280A (zh) 2013-10-02
EP2671964A1 (en) 2013-12-11
EP2671964A4 (en) 2017-06-14
JP5182386B2 (ja) 2013-04-17
CA2824934A1 (en) 2012-08-09
CN103339280B (zh) 2015-08-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5182386B2 (ja) 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5888471B1 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法
US10156005B2 (en) High-yield-ratio, high-strength cold rolled steel sheet and production method therefor
KR101912512B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5896086B1 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5834717B2 (ja) 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5991450B1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5858174B2 (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2015019558A1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5825082B2 (ja) 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法
WO2012020511A1 (ja) 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010275627A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
WO2017168957A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP2013227603A (ja) 伸びと穴拡げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2021054290A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2021172297A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172299A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172298A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
CN104350170B (zh) 伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5246283B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11857502

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2824934

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20137021597

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011857502

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13980981

Country of ref document: US

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112013019204

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112013019204

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20130729