WO2015034021A1 - 高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2015034021A1
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steel sheet
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martensite
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エライジャ 柿内
村上　俊夫
梶原　桂
二村　裕一
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株式会社神戸製鋼所
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having a high yield ratio and formability used for automobile parts and the like.
  • the strength of TS is 590 MPa or more
  • the product of TS and total elongation (EL) (TS ⁇ EL) is required to be 25000 MPa% or more.
  • EL total elongation
  • Patent Document 1 and the like can be cited as a response to these demands, and this document discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio and excellent formability of TS of 590 MPa or more.
  • the steel sheet disclosed in this document satisfies the above-mentioned levels of individual properties such as TS, YR and ⁇ , but the product of TS and total elongation (EL) (TS ⁇ EL) is insufficient, and the strength At the same time, it has a problem that it cannot sufficiently meet the demand for a steel sheet whose formability is maintained at a high level.
  • TRIP steel that uses a work-induced martensitic transformation of residual ⁇ is conventionally known as a steel plate excellent in TS ⁇ EL.
  • TRIP steel is manufactured in a continuous annealing line (CAL), and after austenite is generated in the CAL soaking zone, it is cooled to a predetermined temperature and held at the predetermined temperature in an overaging zone (aus) Temper), a part of austenite is transformed into bainite, C is concentrated in the remaining austenite, and after final cooling, residual ⁇ is obtained.
  • martensite martensite
  • the object (problem) of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art, yield strength (YS), tensile strength (TS), yield ratio (YR), total elongation (EL), hole expansion rate (A high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio and excellent formability with a high level of ( ⁇ ) and the product (TS ⁇ EL) of tensile strength (TS) and total elongation (EL), and a method for producing the same.
  • yield strength TS
  • YR yield ratio
  • EL total elongation
  • hole expansion rate A high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio and excellent formability with a high level of ( ⁇ ) and the product (TS ⁇ EL) of tensile strength (TS) and total elongation (EL), and a method for producing the same.
  • the invention described in claim 1 C 0.10 to 0.30% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter) Si: 0.50 to 2.50%, Mn: less than 1.00% (including 0%) P: 0.100% or less (including 0%), S: 0.010% or less (including 0%), Al: 0.50 to 3.00%, N: 0.0020 to 0.0100%,
  • the balance consists of iron and inevitable impurities, Steel structure Ferrite fraction: 60-90% Bainitic ferrite fraction: 10% or less (including 0%) Residual ⁇ fraction: 5% or more Tempered martensite fraction 5% -30%, Martensite fraction 5% or less (including 0%)
  • the average particle diameter of the equivalent circle diameter of cementite present in the tempered martensite is 200 nm or less, and the number density is 10 / ⁇ m 2 or more, It is a high-strength steel sheet having a high yield ratio and formability characterized by being.
  • the invention according to claim 2 has a high yield ratio and formability according to claim 1, wherein the number density of cementite particles having an equivalent circle diameter of 200 nm or more present in the tempered martensite is 1 piece / ⁇ m 2 or less. It is a high-strength steel plate.
  • the invention described in claim 3 is the high-strength steel sheet having a high yield ratio and formability described in claim 1 or 2, further including at least one of (a) to (c).
  • the invention according to claim 4 A steel sheet obtained by subjecting a steel material having the composition shown in any one of claims 1 to 3 to hot rolling and cold rolling, After heating to a temperature of [0.6Ac1 + 0.4Ac3] or higher and soaking for 100 to 300 s at that temperature, it is cooled to 750 to 550 ° C at a cooling rate of 15 ° C / s or less, and then 100 ° C / cooling to room temperature at a cooling rate of s or more, Further, the steel sheet is reheated to 300 to 480 ° C., tempered at 10 to 1000 s at the temperature, and then cooled to room temperature.
  • the invention described in claim 5 A steel sheet obtained by subjecting a steel material having the composition shown in any one of claims 1 to 3 to hot rolling and cold rolling, After heating to a temperature of [0.6Ac1 + 0.4Ac3] or higher and soaking for 10 to 1000 s at that temperature, it is cooled to 750 to 550 ° C at a cooling rate of 15 ° C / s or less, and then 100 ° C / cooling to room temperature at a cooling rate of s or more, Further, the steel sheet was reheated to 480 to 580 ° C. at a heating rate of 8 ° C./s or more, and tempered to hold 20 s or less at the temperature or within a temperature drop range of 10 ° C. or less from the temperature. Then, it is the manufacturing method of the high strength steel plate which has a high yield ratio and a formability characterized by cooling to normal temperature with the cooling rate over 5 degrees C / s.
  • the yield strength (YS), tensile strength (TS), yield ratio (YR), total elongation (EL), hole expansion ratio ( ⁇ ), and tensile strength (TS) and total elongation (EL) A high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio and excellent formability can be obtained with a high product (TS ⁇ EL).
  • TS ⁇ EL a high product
  • TS tensile strength
  • YR yield ratio
  • EL total elongation
  • ⁇ hole expansion ratio
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • EL total elongation
  • This TRIP steel has a structure mainly composed of ferrite + bainitic ferrite + martensite + residual ⁇ .
  • this structure is mainly composed of ferrite + tempered martensite + residual ⁇ .
  • the improvement of YR and ⁇ may be tempered after the introduction of martensite. That is, when the dislocations are fixed by tempering, the movement of dislocations is suppressed until high stress is applied and YR is improved, and martensite is tempered and solid solution C is appropriately precipitated as cementite, thereby martensite. Since the deformability of the site is improved and it becomes difficult to become a starting point of destruction, ⁇ is improved.
  • this steel structure is converted into the structure mainly composed of ferrite + tempered martensite + residual ⁇ , and the idea of adding tempering for this purpose is the We faced new problems in the stage of actually making steel sheets that satisfy the characteristics.
  • tempering which is indispensable for the present structure control, is not performed after the final cooling after CAL austempering, and can be performed in an overaged zone, so there is no need for additional steps for tempering. Therefore, it can be relatively easily built in the existing CAL process, and the problem of the manufacturing cost is also solved.
  • the inventors based on this new idea, knowledge, and basic structure control means, a specific steel sheet for obtaining a high strength steel sheet having a high yield ratio and formability, all of which have a high level of the above-mentioned characteristics.
  • the present inventors have completed the present invention by repeating experiments and verifications on the component composition, structure conditions, and production conditions of the above. Hereinafter, the present invention will be described in detail.
  • C 0.10 to 0.30% C is an essential element for obtaining a desired structure (tempered martensite + residual ⁇ ) and ensuring high (TS ⁇ EL), and 0.10% for effectively exhibiting such an action. It is necessary to add more. However, more than 0.30% is not suitable for welding. Preferably it is 0.13% or more, More preferably, it is 0.15% or more. Moreover, Preferably it is 0.25% or less.
  • Si 0.50 to 2.50% or less Si is useful as a solid solution strengthening element and contributes to high strength. It is also effective in securing residual ⁇ and increases TS ⁇ EL. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add 0.50% or more. However, if it exceeds 2.50%, TS ⁇ EL decreases due to excessive solid solution strengthening.
  • it is 0.80% or more, More preferably, it is 1.00% or more.
  • Preferably it is 2.20% or less, More preferably, it is 2.00% or less.
  • Mn Less than 1.00% (including 0%) Mn is an important element requiring special attention in the present invention, and acts as a solid solution strengthening element. However, when the amount of Mn solid solution is high, the amount of C that can be concentrated in austenite in the ferrite-austenite two-phase region decreases, The amount of residual ⁇ obtained by rapid cooling from there decreases, and TS ⁇ EL decreases. In order to sufficiently increase the C concentration in austenite in the ferrite-austenite two-phase region, it is necessary to limit the amount of Mn to less than 1.00%. It is preferably less than 0.50% (including 0%), more preferably less than 0.10% (including 0%).
  • P 0.1% or less (including 0%) If it exceeds 0.1%, EL and ⁇ deteriorate. Preferably it is 0.03% or less.
  • S 0.01% or less (including 0%) S is inevitably present as an impurity element, forms sulfide inclusions such as MnS, and is an element that lowers ⁇ as a starting point of cracking. Preferably it is 0.005% or less.
  • Al 0.50 to 3.00%
  • Al is a particularly important element in the present invention.
  • the amount of C that can be concentrated in austenite in the ferrite-austenite two-phase region is increased, and the amount of residual ⁇ obtained by quenching from there is increased, thereby improving TS ⁇ EL.
  • it is necessary to add 0.50% or more of Al.
  • it is 0.60% or more, more preferably 0.70% or more.
  • it is 2.00% or less, More preferably, it is 1.00% or less.
  • N 0.0020 to 0.0100%
  • N is an element that is inevitably present, but forms a precipitate when combined with a carbonitride-forming element such as Al, and contributes to improvement in strength and refinement of the structure.
  • N needs to be contained in an amount of 0.0020% or more.
  • the N content is too large, the amount of dissolved Al decreases and the amount of residual ⁇ decreases, so the upper limit is limited to 0.0100%.
  • V 0.01 to 1.00%
  • Ti 0.01 to 0.30%
  • Nb 0.01 to 0.30%
  • These elements (groups) are effective selection elements for securing high strength (TS, YS) by precipitation strengthening and refinement of the structure. If each is less than the lower limit, sufficient strength cannot be obtained, and if it exceeds the upper limit, the moldability is lowered and EL and ⁇ are insufficient. If the addition amount is out of each range, desired YR and (TS ⁇ EL) cannot be achieved.
  • V is 0.02 to 0.50%
  • Ti is 0.02 to 0.20%
  • Nb is 0.02 to 0.20%.
  • Cr 0.01 to 3.00%
  • Mo 0.01 to 1.00%
  • Cu 0.01 to 2.00%
  • Ni 0.01 to 2.00%
  • B 0.0001 to 0.005%
  • These elements (groups) are also reinforcing elements and are useful selection elements for securing desired (TS, YS). If each is less than the lower limit, sufficient strength cannot be obtained, and if it exceeds the upper limit, the moldability is lowered and EL and ⁇ are insufficient. If the addition amount is out of each range, desired YR and (TS ⁇ EL) cannot be achieved.
  • Cr is 0.02 to 1.00%
  • Mo is 0.02 to 0.50%
  • Cu 0.02 to 0.50%
  • Ni 0.02 to 0.50%
  • B is 0. 0.003 to 0.001%.
  • Ca 0.0005 to 0.01%
  • Mg 0.0005 to 0.01%
  • REM 0.0001 to 0.01%
  • These elements (groups) are effective elements for controlling the form of inclusions such as sulfides and improving moldability (El, ⁇ ), and sufficient moldability cannot be obtained below the lower limit. If it exceeds, the effect is saturated and wasted.
  • Ca is 0.001 to 0.005%
  • Mg is 0.001 to 0.005%
  • REM is 0.0005 to 0.005%.
  • Ferrite fraction 60-90% Since ferrite ( ⁇ ) is a soft phase, it is effective to increase EL and ⁇ , and also needs to be increased in order to obtain residual ⁇ by concentrating C in austenite in the ferrite-austenite two-phase region. . If it is less than 60%, TS ⁇ EL cannot be secured. If it exceeds 90%, TS590 MPa or more cannot be secured. Preferably it is 63% or more, More preferably, it is 65% or more. Moreover, Preferably it is 87% or less, More preferably, it is 85% or less.
  • Bainitic ferrite fraction 10% or less (including 0%)
  • bainitic ferrite (BF) is generated, tempered martensite, which is a finer lath structure, is reduced, and the TS ⁇ EL balance is lowered. Therefore, to improve TS ⁇ EL, it is necessary to limit the amount to 10% or less. Preferably it is 8% or less, More preferably, it is 7% or less.
  • Residual ⁇ fraction 5% or more Residual ⁇ ( ⁇ R) enhances TS ⁇ EL by transformation-induced martensite transformation during deformation. Preferably it is 6% or more, More preferably, it is 8% or more. Since the residual ⁇ is transformed into hard martensite, ⁇ decreases when introduced excessively. Therefore, it is 25% or less, preferably 20% or less.
  • Tempered martensite fraction 5-30% Tempered martensite (TM) contributes to the improvement of TS ⁇ EL because it has a fine lath structure and is appropriately softened and has ductility. If it is less than 5%, TS590 MPa cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 30%, the strength becomes too high and TS ⁇ EL is lowered. Preferably it is 8% or more, More preferably, it is 10% or more. Further, it is preferably 25% or less, more preferably 20% or less.
  • Martensite fraction 5% or less (including 0%) Since martensite (M) that has not been tempered becomes a starting point of fracture at the time of deformation, it is necessary to significantly reduce ⁇ . Preferably it is 4% or less, More preferably, it is 3% or less.
  • the average equivalent circle diameter of cementite particles present in tempered martensite is 200 nm or less, and the number density thereof is 10 particles / ⁇ m 2 or more.
  • the particle size of cementite particles in tempered martensite is reduced and the number thereof is increased. Therefore, it is possible to increase the deformability of the tempered martensite to suppress the starting point of fracture and effectively increase ⁇ . If the circle equivalent average particle diameter exceeds 200 nm or the number density is less than 10 / ⁇ m 2 , the cementite becomes coarse and becomes the starting point of fracture, or the solid solution C is high and the deformability of tempered martensite is insufficient. Since ⁇ decreases, each is defined as above.
  • the number density of the cementite particles having an equivalent circle diameter of 200 nm or more present in the tempered martensite is 1 / ⁇ m 2 or less.
  • the cementite present in the tempered martensite is coarser than 200 nm. Since cementite may cause rupture to lower ⁇ , it is preferable to limit as described above. More preferably, the number of equivalent circle diameters of 200 nm or more is 0.8 / ⁇ m 2 or less, and more preferably 0.6 / ⁇ m 2 or less.
  • the steel structure in the present invention is as described above, it is desirable not to include other structures (such as pearlite) other than the essential structure, but a very small amount of 5% or less of the entire structure. If so, it is allowed to contain it.
  • the steel sheet after cold rolling is heated and soaked (continuous annealing is preferable, but batch annealing may be used), but it is necessary to heat to [0.6Ac1 + 0.4Ac3] or more and perform soaking at this temperature. There is. That is, the soaking temperature (T1) is set to [0.6Ac1 + 0.4Ac3] or higher. If the temperature is lower than this temperature, the cementite cannot be dissolved to increase the C concentration in the austenite, and a large amount of undissolved cementite remains, so that sufficient residual ⁇ cannot be obtained and TS ⁇ EL characteristics cannot be secured. .
  • Soaking time 10 to 1000 s
  • the soaking time (t1) maintained at the soaking temperature is 10 to 1000 s. If it is less than 10 s, a large amount of undissolved cementite remains and a sufficient residual ⁇ cannot be obtained (TS ⁇ EL), so that sufficient characteristics cannot be secured. Further, if it exceeds 1000 s, the productivity is hindered.
  • the ferrite fraction is increased by this slow cooling, and the austenite is made to have a high C until it becomes residual ⁇ even at room temperature.
  • austenite is transformed into pearlite, so the amount of residual ⁇ decreases. If it exceeds 15 ° C./s, ferrite transformation does not occur sufficiently, and C concentration to austenite becomes insufficient, and the amount of residual ⁇ decreases.
  • the temperature range from the soaking temperature to 660 ° C. is 13 ° C./s or less, more preferably the temperature range from the soaking temperature to 670 ° C. is cooled at a cooling rate of 10 ° C./s or less. In order not to impede productivity, the lower limit of the cooling rate is 0.5 ° C./s.
  • the second cooling is performed at a cooling rate of 100 ° C./s or higher (second cooling rate: CR2) in the temperature range from the first cooling to the normal temperature, that is, the temperature range from the rapid cooling start temperature (T2) of 750 to 550 ° C. to the normal temperature. )
  • T2 rapid cooling start temperature
  • the cooling is preferably performed at a cooling rate of 250 ° C./s or more, more preferably 500 ° C./s or more.
  • Condition A is a condition set for a method of tempering at a low temperature over time
  • condition B is a condition set for a method of tempering at a high temperature in a short time.
  • the steel sheet brought to room temperature by the second cooling is further reheated and tempered. At that time, it is necessary to reheat to 300 to 480 ° C. and to temper in this temperature range. That is, the tempering temperature is 300 to 480 ° C. This is because the martensite up to room temperature is tempered and the movable dislocations introduced during the martensite transformation are fixed. At low temperatures where the tempering temperature is less than 300 ° C., YR, TS ⁇ EL, and ⁇ all decrease.
  • the heating rate (temperature increase rate) at the time of reheating from room temperature to the above tempering temperature of 300 to 480 ° C. is not particularly limited. Usually, a heating rate of, for example, 1 ° C./s or more and less than 8 ° C./s is sufficient, and it is not necessary to heat at high speed as in Condition B described later.
  • Tempering time 100-300s
  • the tempering time maintained at the above tempering temperature needs to be 100 to 300 s. This is also because the martensite up to room temperature is tempered and the movable dislocations introduced during the martensite transformation are fixed, for the same reason as the tempering temperature. Both YR, (TS ⁇ EL), and ⁇ decrease in a short time when the tempering time is less than 100 s. If the same time exceeds 300 s, it becomes difficult to maintain TS at 590 MPa or more, and the residual ⁇ is decomposed, thereby making it impossible to improve (TS ⁇ EL).
  • the cooling condition after the tempering is not particularly limited, but the ordinary cooling (relative cooling) may be used.
  • the steel sheet brought to room temperature by the second cooling is tempered by reheating it to 480 to 580 ° C., which is higher than the condition A.
  • the heating at that time is a high-speed heating of 8 ° C./s or more. .
  • the residence time at 300 to 480 ° C. at which coarse cementite particles are easily formed the number density of cementite particles having an equivalent circle diameter of 200 nm or more present in tempered martensite is reduced to 1 particle / ⁇ m 2 or less to further increase ⁇ . .
  • a heating rate (temperature increase rate) of less than 8 ° C./s is not preferable because ⁇ decreases.
  • Tempeering time 20 s or less at tempering temperature or within a temperature drop range of 10 ° C. or less from tempering temperature”
  • the tempering time maintained at the above tempering temperature is a short time of 20 s or less.
  • the tempering temperature is within a range of 10 ° C. even if the tempering temperature is lowered, considering that the tempering temperature is not maintained at a constant temperature from the start to the end of the tempering and there is a temperature drop, the above 480 ⁇ It is assumed that the material has been tempered at a temperature equivalent to the tempering temperature selected at 580 ° C., and the tempering time including this case is 20 s or less.
  • the tempering is terminated by holding for 20 seconds or less at the tempering start temperature to the tempering start temperature ⁇ 10 ° C.
  • this tempering time exceeds 20 s, coarse cementite particles are generated and ⁇ decreases.
  • TS590MPa cannot be ensured because martensite is excessively tempered.
  • Example Hereinafter, the Example of this invention is given and the outstanding effect is demonstrated.
  • the experiment was performed in the lab. After melting and casting the steel shown in Table 1, it was hot rolled into a slab with a plate thickness of 30 mm, and then heated to 1150 ° C. and hot rolled to a plate thickness of 2.9 mm at a rolling end temperature of 900 ° C. Thereafter, air cooling was performed at 650 ° C. for 10 s, and the furnace was placed in a holding furnace at 500 ° C. to perform furnace cooling (simulating winding of a hot-rolled steel sheet). The hot-rolled steel sheet was then cold-rolled at a cold rolling rate of 52% to obtain a 1.4 mm cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present invention has excellent characteristics as compared with other cold-rolled steel sheets (comparative example), and strict requirements for automobile parts. It can be seen that this is a steel plate with high quality that fully meets the requirements.
  • the steel sheet of the present invention is particularly useful for automobile parts and the like because it has a high yield ratio and formability.

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Abstract

　本発明の延鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを特定量含み、残部が不可避不純物からなり、鋼組織がそれぞれ特定のフェライト分率、ベイニティックフェライト分率、残留γ分率、焼戻しマルテンサイト分率及びマルテンサイト分率であり、焼戻しマルテンサイト内に存在するセメンタイトの円相当直径の平均粒径が２００ｎｍ以下で、その数密度が１０個／μｍ２以上である。

Description

高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板及びその製造方法
　本発明は、自動車部品等に用いられる高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板に関する。
　周知の通り、自動車用部品に供される鋼板は、燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化及び部品強度確保を両立するために鋼板の高強度化が求められている。そのため、具体的には鋼板の引張強度（ＴＳ）を５９０ＭＰａ以上に高強度化することが要請されている。さらに、衝突安全性を確保する観点から、鋼板の降伏強度（ＹＳ）を高めることも要求されており、具体的には降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が０．７０以上の鋼板が求められている。また、鋼板には形状の複雑な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、ＴＳが５９０ＭＰａ以上の強度において、ＴＳと全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）が２５０００ＭＰａ％以上のものが要望されている。加えて、部品の成形プロセスの観点から、ＥＬのみでなく、穴拡げ率（λ）までもが同時に優れた鋼板が望まれており、具体的にはλ６０％以上、好ましくはλ７０％以上の鋼板が切望されている。
　従来、これらの要請に応えるものとして、特許文献１等を挙げることができ、同文献には高い降伏比を有し、且つ、成形性に優れたＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が開示されている。
　しかしながら、この文献に開示される鋼板は、ＴＳ、ＹＲ及びλなど個々の特性は前記水準を満足するが、ＴＳと全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）が不足しており、強度と成形性が同時に高いレベルに維持された鋼板に対する要求には十分に対応できない問題を有する。
　一方、従来、ＴＳ×ＥＬに優れた鋼板として残留γの加工誘起マルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ鋼が知られている。一般的にＴＲＩＰ鋼は連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）にて製造され、ＣＡＬの均熱帯にてオーステナイトを生成させた後、所定の温度まで冷却し、過時効帯にて該所定温度で保持する（オーステンパー）ことで一部のオーステナイトをベイナイト変態させて残りのオーステナイトにＣを濃化させ、最終冷却の後、残留γを得る。
　しかし、このＣＡＬにより得られる鋼板は、上記製造工程での最終冷却の際に、一部のオーステナイトはマルテンサイト変態し、最終組織に焼戻されていないマルテンサイト（以下、単にマルテンサイトと表記する）が含まれる。このマルテンサイト変態時の膨張により母相に可動転位が導入されるためＹＲが低下し、また、マルテンサイトは非常に硬質なため破壊の起点となりλを低下させる。従い、ＹＲ及びλにおいても高いレベルの鋼板に対する要請には十分に応えられない問題を有する。
日本国特開２００８－１５６６８０号公報
　そこで、本発明の目的（課題）は、上述の従来技術の問題点を解消し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（ＥＬ）、穴拡げ率（λ）及び引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）が何れも高いレベルを備える高降伏比で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、
　Ｃ　：０．１０～０．３０％（質量％の意味。以下同じ）、 
　Ｓｉ：０．５０～２．５０％、 
　Ｍｎ：１．００％未満（０％を含む） 
　Ｐ　：０．１００％以下（０％を含む）、 
　Ｓ　：０．０１０％以下（０％を含む）、 
　Ａｌ：０．５０～３．００％、 
　Ｎ　：０．００２０～０．０１００％、 
　残部が鉄及び不可避不純物からなり、
　鋼組織が 
　フェライト分率：６０～９０％ 
　ベイニティックフェライト分率：１０％以下（０％含む） 
　残留γ分率：５％以上 
　焼戻しマルテンサイト分率 ５％～３０％、 
　マルテンサイト分率 ５％以下（０％含む） 
　焼戻しマルテンサイト内に存在するセメンタイトの円相当直径の平均粒径が２００ｎｍ以下、かつ、その数密度が１０個／μｍ２以上、 
であることを特徴とする高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板である。 
　請求項２に記載の発明は、焼戻しマルテンサイト内に存在する円相当直径２００ｎｍ以上のセメンタイト粒子の数密度が１個／μｍ２以下である請求項１に記載の高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板である。 
　請求項３に記載の発明は、更に、（ａ）～（ｃ）の少なくとも一つを含む請求項１または２に記載の高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板である。
（ａ）Ｖ：０．０１～１．００％、Ｔｉ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．０１～０．３０％の１種もしくは２種以上
（ｂ）Ｃｒ：０．０１～３．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｂ：０．０００１～０．００５％の１種もしくは２種以上
（ｃ）Ｃａ：０．０００５～０．０１％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種もしくは２種以上
　請求項４に記載の発明は、
　請求項１～３のいずれかに示す成分組成を有する鋼材に、熱間圧延及び冷間圧延を施して得た鋼板を、
　［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］以上の温度に加熱し、該温度で１００～３００ｓ保持する均熱を行った後、１５℃／ｓ以下の冷却速度で７５０～５５０℃まで冷却し、次いで１００℃／ｓ以上の冷却速度で常温まで冷却し、
　さらに、該鋼板を、３００～４８０℃に再加熱し、該温度で１０～１０００ｓ保持する焼戻しを行った後、常温まで冷却することを特徴とする高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板の製造方法である。
　請求項５に記載の発明は、
　請求項１～３のいずれかに示す成分組成を有する鋼材に、熱間圧延及び冷間圧延を施して得た鋼板を、
　［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］以上の温度に加熱し、該温度で１０～１０００ｓ保持する均熱を行った後、１５℃／ｓ以下の冷却速度で７５０～５５０℃まで冷却し、次いで１００℃／ｓ以上の冷却速度で常温まで冷却し、
　さらに、該鋼板を、８℃／ｓ以上の加熱速度で４８０～５８０℃に再加熱し、該温度若しくは該温度から１０℃以下の温度降下の範囲内の温度において２０ｓ以下保持する焼戻しを行った後、５℃／ｓを超える冷却速度で常温まで冷却することを特徴とする高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板の製造方法である。
　本発明によれば、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（ＥＬ）、穴拡げ率（λ）及び引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）が何れも高いレベルを備える高降伏比で成形性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。具体的には、ＹＳが４２０ＭＰａ以上、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ＹＲが０．７０以上、λが６０％以上及び（ＴＳ×ＥＬ）が２５０００ＭＰａ％以上の特性を有する高強度冷延鋼板を提供することができる。
　また、本発明によれば上記高強度冷延鋼板を、特に新たな製造工程を付加することなく既存の連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）により比較的容易に製造することができ、コスト面、実用面でも有利である。
　最初に本発明の特異な技術思想につき従来のＴＲＩＰ鋼と対比しながら述べることにする。
　本発明者等は、従来の残留γを活用するＴＲＩＰ鋼をベースにＹＲおよびλを改善し、さらにＴＳ×ＥＬをも向上させることを念頭において鋭意検討を行なった。前述のように、本鋼では過時効帯におけるオーステンパー後の最終冷却でマルテンサイトが生成するために、可動転位が導入されＹＲが低下し、また、硬質なマルテンサイトが破壊の起点となるためλが低下することから、可動転位が容易に移動することを防止することでＹＲを向上させ、またマルテンサイトを軟質化させることでλを向上させることができるのではないかと考えた。また、更に本鋼に含まれているベイニティックフェライトをマルテンサイトラス程度のサイズに微細化させれば、微細化効果によりＴＳ×ＥＬバランスを向上させることができるのではないかと考えた。
　本ＴＲＩＰ鋼は主にフェライト＋ベイニティックフェライト＋マルテンサイト＋残留γからなる組織を有するが、上記の着想にもとづき検討を進めた結果、この組織を主にフェライト＋焼戻しマルテンサイト＋残留γからなる組織に変える工夫をすることで、ＹＲ、λを改善し、同時にＴＳ×ＥＬバランスまでも向上できるとの確信に至った。
　そして、この鋼組織を得る基本的な手段（熱処理による組織制御）として、ＹＲ及びλの向上に対しては、マルテンサイトが導入された後に焼戻しを行えばよい。すなわち、焼戻しにより可動転位が固着されることで高い応力がかかるまで転位の移動が抑制されてＹＲが向上し、また、マルテンサイトが焼戻され固溶Ｃがセメンタイトとして適切に析出することでマルテンサイトの変形能が向上し、破壊の起点となりにくくなるためλが向上する。
　しかしながら、かかる従来のＴＲＩＰ鋼で上記組織制御によりＹＲおよびλを向上させるためには、鋼板の製造に当って既存のＣＡＬにおけるオーステンパー後の最終冷却の後に焼戻し工程を追加する必要があり、多大なコスト上昇を招き、実用化が困難である。また、従来のＴＲＩＰ鋼のようにオーステンパー中のベイナイト変態を活用してオーステナイト中にＣを濃化させ残留γを作りこむ思想では、最終組織中にベイニティックフェライトが多量に含まれるため、マルテンサイトラス程度のサイズの微細組織に比べてＴＳ×ＥＬバランスが劣ることになる。
　このように、従来のＴＲＩＰ鋼をベースとして、この鋼組織を前記の主にフェライト＋焼戻しマルテンサイト＋残留γからなる組織に転換するとともに、このために焼き戻しを付加するという着想は、前記諸特性を満足する鋼板を実際に作り込む段階において、新たな問題に直面した。
　その後、発明者等は上記の問題を有利に解決すべく、引き続き、検討を重ねたところ、ベイナイト変態以外の手段でオーステナイト中にＣを多量に濃化させることが可能であることを知見した。すなわち、鋼の成分組成の適切な調整を施すことにより、特にＭｎ量及びＡｌ量を調整することで、α－γの２相域加熱において十分量のＣをオーステナイト中に濃化させられることを見出した。この組織を室温まで急冷することにより、一部のオーステナイトはマルテンサイト変態し、主にフェライト、マルテンサイト、残留γからなる組織が得られ、これを焼戻すことで、主にフェライト、焼戻しマルテンサイト、残留γからなる組織が得られ、所望のＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、λが得られることを確認した。
　しかも、本組織制御のために必須となる焼き戻しは、ＣＡＬのオーステンパー後の最終冷却の後に行うものでなく、過時効帯にて行うことができるため、焼戻しのための追加工程は必要なく、従って、既存のＣＡＬ工程内で比較的容易に作り込むことができ製造コストの問題も解消されることになった。
　さらに、発明者等はこの新たな着想、知見、基本的な組織制御手段に基づき、前記諸特性が何れも高レベルを備える高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板得るための具体的な鋼板の成分組成及び組織条件、製造条件について実験、検証を繰り返してこれを究明して本発明を完成するに至ったものである。以下、本発明について詳述する。
[本鋼板の成分組成]
　先ず、鋼板の成分組成についてその基本となる元素から説明する。これらの元素は本発明の目的（課題）とする諸特性すなわち、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（ＥＬ）、穴拡げ率（λ）及び引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）を達成するための必須の成分組成として位置付けられるものである。
　なお、成分組成について単位の％表示は、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．１０～０．３０％ 
　Ｃは所望の組織（焼戻しマルテンサイト＋残留γ）を得て、高い（ＴＳ×ＥＬ）を確保するために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．１０％以上添加する必要がある。ただし、０．３０％超は溶接に適さない。好ましくは０．１３％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。また、好ましくは０．２５％以下である。
Ｓｉ：０．５０～２．５０％以下
　Ｓｉは固溶強化元素として有用であり、高強度化に寄与する。また、残留γの確保にも有効でありＴＳ×ＥＬを高める。このような作用を有効に発揮させるためには０．５０％以上添加する必要がある。ただし、２．５０％超では過度な固溶強化のためにＴＳ×ＥＬが低下する。好ましくは０．８０％以上、さらに好ましくは１．００％以上である。また、好ましくは２．２０％以下、さらに好ましくは２．００％以下である。
Ｍｎ：１．００％未満（０％含む）
　Ｍｎは本発明において特に注意を要する重要な元素で、固溶強化元素として作用するが、Ｍｎ固溶量が高い場合、フェライト－オーステナイト２相域におけるオーステナイト中に濃化し得るＣ量が低下し、そこからの急冷により得られる残留γの量が低下してＴＳ×ＥＬが低下する。フェライト－オーステナイト２相域でオーステナイト中のＣ濃度を十分に高めるにはＭｎ量を１．００％未満に制限する必要がある。好ましくは０．５０％未満（０％含む）、より好ましくは０．１０％未満（０％含む）である。
Ｐ：０．１％以下（０％を含む） 
　０．１％を超えて添加するとＥＬ、λが劣化する。好ましくは０．０３％以下である。 
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む） 
　Ｓは不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となってλを低下させる元素である。好ましくは０．００５％以下である。 
Ａｌ：０．５０～３．００％ 
　Ａｌは本発明において特に重要な元素で、フェライト－オーステナイト２相域におけるオーステナイト中に濃化し得るＣ量を増加させ、そこからの急冷により得られる残留γの量を増加させてＴＳ×ＥＬを向上させる。このような作用を有効に発揮させるためには、Ａｌを０．５０％以上添加する必要がある。ただし、３．００％を超えると均熱のオーステナイト化温度が高温化しすぎる他、鋳造自体が困難になる。好ましくは０．６０％以上、さらに好ましくは０．７０％以上である。また、好ましくは２．００％以下、さらに好ましくは１．００％以下である。
Ｎ：０．００２０～０．０１００％
　Ｎは、不可避的に存在する元素であるが、Ａｌなどの炭窒化物形成元素と結びつくことで析出物を形成し、強度向上や組織の微細化に寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｎは０．００２０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎ含有量が多すぎると、固溶Ａｌ量が低下して残留γ量が低下するので上限を０．０１００％に制限する。
　以上の基本となる成分組成に加えて、本発明の目的（課題）とする前記諸特性を更に向上させるためそれらの元素群から１種もしくは２種以上を含有させることができる望ましい選択元素について以下に説明する。
Ｖ　：０．０１～１．００％、
Ｔｉ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．３０％、 
　これらの元素(群)は、析出強化、組織の微細化作用により、高強度（ＴＳ、ＹＳ）を確保するために有効な選択元素である。それぞれ、下限未満では十分な強度が得られず、また上限を超えると成形性が低下してＥＬ、λが不足する。そして、それぞれの範囲の添加量を外れると所望のＹＲや（ＴＳ×ＥＬ）も達成できなくなる。好ましくは、Ｖが０．０２～０．５０％、Ｔｉが０．０２～０．２０％及びＮｂが０．０２～０．２０％である。
Ｃｒ：０．０１～３．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｎｉ：０．０１～２．００％、
Ｂ　：０．０００１～０．００５％、
　これらの元素(群)も、強化元素であり、所望の（ＴＳ、ＹＳ）を確保するために有用な選択元素である。それぞれ、下限未満では十分な強度が得られず、また上限を超えると成形性が低下してＥＬ、λが不足する。そして、それぞれの範囲の添加量を外れると所望のＹＲや（ＴＳ×ＥＬ）も達成できなくなる。好ましくは、Ｃｒが０．０２～１．００％、Ｍｏが０．０２～０．５０％、Ｃｕが０．０２～０．５０％、Ｎｉが０．０２～０．５０％及びＢが０．０００３～０．００１％である。
Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％、
　これらの元素(群)は硫化物などの介在物の形態をコントロールし、成形性（Ｅｌ、λ）を高めるために有効な元素で、それぞれ下限未満では十分な成形性が得られず、また上限を超えるとその効果が飽和し無駄になる。好ましくは、Ｃａが０．００１～０．００５％、Ｍｇが０．００１～０．００５％、ＲＥＭが０．０００５～０．００５％である。
[本鋼板の組織]
　次に、本発明において新規且つ特徴的な鋼板の組織（鋼組織）について説明する。なお、各組織の分率は鋼板の圧延方向と垂直な方向（板幅方向）の組織を（板厚）／４の位置で観察した面積分率を示す。組織の測定、評価方法については後述する。
フェライト分率：６０～９０％、
　フェライト（α）は軟質相であることからＥＬ、λを高めるために有効であり、また、フェライト－オーステナイト２相域でオーステナイト中にＣを濃化させて残留γを得るために高める必要がある。６０％未満ではＴＳ×ＥＬが確保できない。９０％を超えるとＴＳ５９０ＭＰａ以上が確保できない。好ましくは６３％以上、さらに好ましくは６５％以上である。また、好ましくは８７％以下、さらに好ましくは８５％以下である。
ベイニティックフェライト分率：１０％以下（０％を含む）
　ベイニティックフェライト（ＢＦ）が生成するとより微細なラス組織である焼戻しマルテンサイトが減るためＴＳ×ＥＬバランスが低下する。従って、ＴＳ×ＥＬを向上させるには１０％以下の少量に制限する必要がある。好ましくは８％以下、さらに好ましくは７％以下である。
残留γ分率：５％以上
　残留γ（γＲ）は変形時に加工誘起マルテンサイト変態することでＴＳ×ＥＬを高める。好ましくは６％以上、さらに好ましくは８％以上である。残留γは硬質なマルテンサイトに変態するため、過剰に導入するとλが低下する。そのため２５％以下、好ましくは２０％以下とする。
焼戻しマルテンサイト分率：５～３０％
　焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）は微細なラス組織を有しながら適度に軟質化され延性も有するためにＴＳ×ＥＬの向上に寄与する。５％未満ではＴＳ５９０ＭＰａを確保できない。また、３０％超では高強度化し過ぎてＴＳ×ＥＬが低下する。好ましくは８％以上、さらに好ましくは１０％以上である。また、好ましくは２５％以下、より好ましくは２０％以下である。
マルテンサイト分率：５％以下（０％含む）
　焼戻されていないマルテンサイト（Ｍ）は変形時に破壊の起点となるためλを大幅に低下させる必要がある。好ましくは４％以下、さらに好ましくは３％以下である。
焼戻しマルテンサイト内に存在するセメンタイト粒子の円相当平均粒径が２００ｎｍ以下、かつ、その数密度が１０個／μｍ２以上
　 焼戻しマルテンサイト内のセメンタイト粒子の粒径を小さく、またその数を増やすことにより、焼き戻しマルテンサイトの変形能を高めて破壊の起点となることを抑制しλを有効に高めることができる。その円相当平均粒径２００ｎｍ超、または、その数密度が１０個／μｍ２未満ではセメンタイトが粗大化して破壊の起点になったり、固溶Ｃが高く焼き戻しマルテンサイトの変形能が不足してλが低下するため、それぞれ上記のとおり規定する。
焼戻しマルテンサイト内に存在する円相当直径２００ｎｍ以上のセメンタイト粒子の数密度が１個／μｍ２以下
　本発明において必須ではないが、上記焼戻しマルテンサイト内に存在するセメンタイトについては、２００ｎｍ以上の粗大なセメンタイトが破壊の起点となってλを低下させる恐れがあるため上記のように制限することが好ましい。より好ましくは円相当直径２００ｎｍ以上のものが０．８個／μｍ２以下、さらに好ましくは０．６個／μｍ２以下である。
　なお、本発明における鋼組織は、以上の説明のとおりだが、上記必須とする組織以外の他の組織（パーライトなど）についてはこれを含まないことが望ましいが、全体の５％以下の極く少量ならばこれを含有することを許容する。
 [本鋼板の製造方法]
　次に、本鋼板の製造方法について説明する。但し、鋼板の素材となる鋼の溶製から鋳造、鋼材（スラブ）の熱延、冷延までは通常採用されている条件によるものであるため、ここでこれを割愛し、本発明の特徴とする冷延後の鋼板の熱処理、すなわち均熱、焼き戻し及びその前後の加熱、冷却に関する諸条件を中心に説明することにする。
（加熱、均熱条件）
「加熱、均熱温度：［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］以上」
　先ず、冷延後の鋼板を加熱して均熱（連続焼鈍が好ましいがバッチ焼鈍でも良い）を行うが、［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］以上に加熱し、この温度で均熱を実施するする必要がある。つまり、均熱温度（Ｔ１）は［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］以上とする。この温度未満の低温では、セメンタイトを溶解させてオーステナイト中のＣ濃度を高めることができず、未固溶セメンタイトが多量に残存して残留γが十分に得られずＴＳ×ＥＬの特性が確保できない。
「均熱時間：１０～１０００ｓ」
　上記均熱温度に保持される均熱時間（ｔ１）は１０～１０００ｓとする。１０ｓ未満では未固溶セメンタイトが多量に残存し残留γが十分に得られず（ＴＳ×ＥＬ）の特性が十分に確保できない。また１０００ｓ超では生産性が阻害される不利を招く。
（均熱後の冷却条件）
「均熱後の１５℃／ｓ以下の冷却速度による７５０～５５０℃までの第１冷却」
　本発明では均熱後常温まで第１冷却と第２冷却の２段冷却を行う。この第１冷却は均熱後７５０～５５０℃までの温度域、すなわち均熱温度から７５０～５５０℃までの温度域を１５℃／ｓ以下の冷却速度（第１冷却速度：ＣＲ１））で徐冷する。前記均熱時の高温均熱でセメンタイトを溶解させた後、この徐冷によりフェライト分率を増加させてオーステナイトを室温でも残留γ化するまで高Ｃ化させるものである。５５０℃未満の温度域まで徐冷するとオーステナイトがパーライトに変態するため残留γ量が低下する。１５℃／ｓ超ではフェライト変態が十分に起こらずオーステナイトへのＣ濃化が不十分となり残留γ量が低下する。好ましくは均熱温度から６６０℃までの温度域を１３℃／ｓ以下、さらに好ましくは均熱温度から６７０℃の温度域を１０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する。なお生産性を阻害しないために、冷却速度の下限は０．５℃／ｓとする。
「第１冷却後の１００℃／ｓ以上の冷却速度による常温までの第２冷却」
　この第２冷却は上記第１冷却後常温までの温度域、すなわち７５０～５５０℃の急冷開始温度（Ｔ２）から常温までの温度域を１００℃／ｓ以上の冷却速度（第２冷却速度：ＣＲ２）で急冷する。この急冷によりパーライト変態・ベイナイト変態を避けながら一部のオーステナイトをマルテンサイト変態させつつ残留γ化させるものである。好ましくは２５０℃／ｓ以上、さらに好ましくは５００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。
（再加熱、焼戻し及び冷却条件）
　この再加熱、焼戻し及び冷却条件については二通りの方法がある。従って、これまで述べた加熱、均熱、均熱後の冷却条件は共通するのでこれらの条件に、以下に説明するＡ、Ｂ二通りの再加熱、焼戻し及び冷却条件のうちの一つを選択して組合せて実施すれば良い。条件Ａは低温で時間をかけて焼戻す方法のために設定された条件であり、条件Ｂは高温で短時間に焼戻す方法のために設定された条件である。
<再加熱、焼戻し及び冷却条件Ａ> 
「焼戻し温度：３００～４８０℃」
　上記第２冷却により常温となった鋼板を、更に再加熱して焼戻しを行なうが、その際、３００～４８０℃に再加熱し、この温度範囲で焼戻しを実施する必要がある。つまり、焼戻し温度は３００～４８０℃とする。これは、常温までのマルテンサイトを焼戻し、また、マルテンサイト変態時に導入された可動転位を固着するためである。焼戻し温度が３００℃未満の低温ではＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、λが共に低下する。同温度が４８０℃を超える高温ではＴＳを５９０ＭＰａ以上に確保できないし、また、残留γが分解し、これによりＴＳ×ＥＬを高めることもできなくなる。なお、本条件Ａでは、常温から上記焼き戻し温度である３００～４８０℃まで間の再加熱時の加熱速度（昇温速度速度）については特に限定しないが、この種鋼板の焼き戻しの際において通常用いられている加熱速度例えば１℃／ｓ以上、８℃／ｓ未満で十分であり、後記する条件Ｂのように高速で加熱する必要はない。
「焼戻し時間：１００～３００ｓ」
　上記した焼戻し温度に保持される焼き戻し時間は１００～３００ｓとする必要がある。
　これも、焼戻し温度の規定理由と同様に、常温までのマルテンサイトを焼戻し、また、マルテンサイト変態時に導入された可動転位を固着するためである。焼戻し時間が１００ｓ未満の短時間ではＹＲ、（ＴＳ×ＥＬ）、λが共に低下する。同時間が３００ｓを超える長時間となるとＴＳを５９０ＭＰａ以上に維持することが困難となり、また、残留γが分解し、これにより（ＴＳ×ＥＬ）の向上も望めなくなる。
「焼戻し後の冷却条件」
　焼戻し後の冷却条件（第３冷却）については特に限定するものではないが、通常行なわれている徐冷（放冷）で良い。
<再加熱、焼戻し及び冷却条件Ｂ>
「再加熱の加熱速度：８℃／ｓ以上」
　前記の第２冷却により常温となった鋼板を、条件Ａよりも高温域である４８０～５８０℃に再加熱して焼戻しを行なうが、その際の加熱は８℃／ｓ以上の高速加熱とする。粗大セメンタイト粒子が形成されやすい３００～４８０℃の滞在時間を低減することで、焼戻しマルテンサイト内に存在する円相当直径２００ｎｍ以上のセメンタイト粒子の数密度を１個／μｍ２以下としてさらにλを高める。加熱速度（昇温速度）が８℃／ｓ未満ではλが低下するので好ましくない。
「焼戻し温度：４８０～５８０℃」
　本条件では、４８０～５８０℃の高温焼戻しとする。この理由は粗大セメンタイト粒子の形成をさけるため急速昇温した分、条件Ａの焼き戻し温度範囲ではマルテンサイトの焼き戻しが不足して、ＥＬ、λが低下するためである。
「焼戻し時間：焼戻し温度若しくは焼戻し温度から１０℃以下の温度降下の範囲内の温度で２０ｓ以下」
　上記した焼戻し温度に保持される焼き戻し時間は２０ｓ以下の短時間とする。但し、この焼き戻し時間は焼戻し温度がその焼戻し開始から終了まで一定の温度に保持されず温度降下がある場合も考慮して焼戻し温度が低下しても１０℃以内の範囲であれば上記４８０～５８０℃で選択された焼戻し温度と同等の温度で焼き戻されたものとみなし、この場合も含めて焼き戻し時間は２０ｓ以下とする。すなわち、焼戻し開始温度～焼戻し開始温度－１０℃で２０ｓ以下保持して焼戻しを終了させることを意味する。
　この焼戻し時間が２０ｓを超えると、粗大なセメンタイト粒子が生成してλが低下する。またマルテンサイトが過剰に焼き戻されることでＴＳ５９０ＭＰａが確保できない。 
「焼戻し後の冷却条件：５℃／ｓを超える冷却速度で常温まで冷却」 
　上記焼戻しが終了すると、これを常温まで冷却（第３冷却）するが、このときの冷却速度（第３冷却速度）を５℃／ｓを超える条件で行なう必要がある。 
　これは、５℃／ｓ以下の冷却速度では３００～４８０℃の滞在時間が長時間化することにより粗大セメンタイトが形成されてλが低下するためである。 
[本鋼板組織の測定、評価方法]
（フェライト、ベイニティックフェライト分率）
　ＳＥＭ観察でポリゴナルな黒い部分をフェライト、ラス状でラス幅が０．３μｍ以上の部分をベイニティックフェライトと定義して面積率を測定。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点の測定を行って面積を求めた。
（焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト分率）
　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。ラス幅が０．３μｍ未満のラス組織中のセメンタイトの有無を確認し、セメンタイトが存在する組織は焼戻しマルテンサイト、セメンタイトが存在しない組織はマルテンサイトとして同定した。
（焼戻しマルテンサイト中のセメンタイトの粒径、数密度）
　上記ＴＥＭの画像のコントラストから黒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粒径のセメンタイト粒子の個数を求めた。
（実施例）
　以下、本発明の実施例を挙げ、その優れた効果を実証する。
　実験はラボで行った。表１に示す鋼を溶製、鋳造した後、熱間圧延で、板厚３０ｍｍのスラブにした後、これを、１１５０℃に加熱、圧延終了温度９００ ℃で板厚 ２．９ｍｍに熱延した後、６５０℃で１０ｓ空冷を行い、５００℃で保持炉に入れ、炉冷（熱延鋼板の巻取を模擬）を行なった。この熱延鋼板をその後、冷延率 ５２％で冷間圧延して、１．４ｍｍの冷延鋼板得た。
　これら鋼板に表２に示すような各種の条件で熱処理（均熱、冷却、焼戻し）を施し、処理後の機械的特性（ＹＳ、ＴＳ、ＹＲ、ＥＬ、λ、ＴＳ×ＥＬ）を測定、調査した。その結果を熱処理Ｎｏ．、鋼種（成分組成）、組織とともに表３に示す。なお、同表３の組織（面積率）のその他の欄において、Ｐとあるのはパーライト、θはセメンタイトを表す。
　なお、同一の鋼種Ｃを用いて行った熱処理Ｎｏ．３～９、１１～１４は請求項４を検証するための実験であり、熱処理Ｎｏ．１０は請求項５を検証するための実験である。また、熱処理Ｎｏ．１５は焼戻しをそもそも実施しない場合の比較例である。
　そして、同表３の評価の欄には、ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＹＲ≧０.７０、ＴＳ×ＥL≧２５０００ＭＰａ％、及びλ≧６０％を全て満足するものに○印、また、ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＹＲ≧０.７０、ＴＳ×ＥL≧２５０００ＭＰａ％、及びλ≧７０％を全て満足するものに◎印、また、上記以外のものに×印を付した。
　この表３の諸特性から知れるように、本発明に係る冷延鋼板（発明例）は他の冷延鋼板（比較例）に比べて何れも優れた特性を有するとともに、自動車部品としての厳しい要求に十分に応える高品質を備えた鋼板であることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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、２０１３年９月５日出願の日本特許出願（特願２０１３－１８３８９４）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。
　本発明の鋼板は、高い降伏比と成形性を有することから、特に自動車部品等に有用である。

Claims (5)

  1. 　Ｃ　：０．１０～０．３０％（質量％の意味。以下同じ）、 
    　Ｓｉ：０．５０～２．５０％、 
    　Ｍｎ：１．００％未満（０％を含む） 
    　Ｐ　：０．１００％以下（０％を含む）、 
    　Ｓ　：０．０１０％以下（０％を含む）、 
    　Ａｌ：０．５０～３．００％、 
    　Ｎ　：０．００２０～０．０１００％、 
    　残部が鉄及び不可避不純物からなり、
    　鋼組織が 
    　フェライト分率：６０～９０％、 
    　ベイニティックフェライト分率：１０％以下（０％含む） 
    　残留γ分率：５％以上、 
    　焼戻しマルテンサイト分率 ５％～３０％、 
    　マルテンサイト分率 ５％以下（０％含む） 
    　焼戻しマルテンサイト内に存在するセメンタイトの円相当直径の平均粒径が２００ｎｍ以下、かつ、その数密度が１０個／μｍ２以上、 
    であることを特徴とする高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板。
  2. 　焼戻しマルテンサイト内に存在する円相当直径２００ｎｍ以上のセメンタイト粒子の数密度が１個／μｍ２以下である請求項１に記載の高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板。
  3. 　更に、（ａ）～（ｃ）の少なくとも一つを含む請求項１または２に記載の高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板。
    （ａ）Ｖ：０．０１～１．００％、Ｔｉ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．０１～０．３０％の１種もしくは２種以上
    （ｂ）Ｃｒ：０．０１～３．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｂ：０．０００１～０．００５％の１種もしくは２種以上
    （ｃ）Ｃａ：０．０００５～０．０１％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種もしくは２種以上
  4. 　請求項１～３のいずれかに示す成分組成を有する鋼材に、熱間圧延及び冷間圧延を施して得た鋼板を、 
    　［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］以上の温度に加熱し、該温度で１００～３００ｓ保持する均熱を行った後、１５℃／ｓ以下の冷却速度で７５０～５５０℃まで冷却し、次いで１００℃／ｓ以上の冷却速度で常温まで冷却し、
    　さらに、該鋼板を、３００～４８０℃に再加熱し、該温度で１０～１０００ｓ保持する焼戻しを行った後、常温まで冷却することを特徴とする高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板の製造方法。
  5. 　請求項１～３のいずれかに示す成分組成を有する鋼材に、熱間圧延及び冷間圧延を施して得た鋼板を、
    　［０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３］以上の温度に加熱し、該温度で１０～１０００ｓ保持する均熱を行った後、１５℃／ｓ以下の冷却速度で７５０～５５０℃まで冷却し、次いで１００℃／ｓ以上の冷却速度で常温まで冷却し、
    　さらに、該鋼板を、８℃／ｓ以上の加熱速度で４８０～５８０℃に再加熱し、該温度若しくは該温度から１０℃以下の温度降下の範囲内の温度において２０ｓ以下保持する焼戻しを行った後、５℃／ｓを超える冷却速度で常温まで冷却することを特徴とする高い降伏比と成形性を有する高強度鋼板の製造方法。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3998359A4 (en) * 2019-08-27 2023-04-19 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) LOW STRENGTH STEEL SHEET FOR HOT STAMPING, HOT STAMPED COMPONENT AND METHOD OF MAKING HOT STAMPED COMPONENT

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111690882A (zh) * 2020-07-29 2020-09-22 攀钢集团研究院有限公司 660MPa级高耐蚀耐候钢及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010196115A (ja) * 2009-02-25 2010-09-09 Jfe Steel Corp 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
JP2011168861A (ja) * 2010-02-22 2011-09-01 Jfe Steel Corp 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2013018726A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき層およびそれを有する鋼板ならびにその製造方法
WO2013051238A1 (ja) * 2011-10-04 2013-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010196115A (ja) * 2009-02-25 2010-09-09 Jfe Steel Corp 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
JP2011168861A (ja) * 2010-02-22 2011-09-01 Jfe Steel Corp 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2013018726A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき層およびそれを有する鋼板ならびにその製造方法
WO2013051238A1 (ja) * 2011-10-04 2013-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3998359A4 (en) * 2019-08-27 2023-04-19 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) LOW STRENGTH STEEL SHEET FOR HOT STAMPING, HOT STAMPED COMPONENT AND METHOD OF MAKING HOT STAMPED COMPONENT

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