WO2016092733A1 - 高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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克利 ▲高▼島
長谷川　浩平
船川　義正
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more according to the present invention is particularly suitable as a material for structural parts such as automobiles.
  • high-strength steel sheets used for automobile structural members and reinforcing members are required to have excellent formability.
  • molding of a part having a complicated shape requires not only excellent individual characteristics such as elongation and hole expansibility, but also a plurality of characteristics.
  • high-strength steel sheets used for automobile structural members and reinforcing members are required to have excellent impact absorption energy characteristics.
  • it is effective to increase the yield ratio. If the yield ratio is increased, it is possible to efficiently absorb the collision energy even with a low deformation amount.
  • a steel plate of 1180 MPa or more is required to be excellent in press formability and delayed fracture resistance.
  • Patent Document 1 discloses a technique for improving the balance between elongation and stretch flangeability by controlling the distribution of cementite particles of tempered martensite.
  • Patent Document 2 discloses a steel plate in which the distribution of precipitates in tempered martensite is controlled.
  • a TRIP steel plate containing retained austenite can be mentioned.
  • this TRIP steel sheet is deformed by processing at a temperature equal to or higher than the martensite transformation start temperature, the retained austenite is induced and transformed into martensite by stress, and a large elongation is obtained.
  • this TRIP steel sheet has a defect that the retained austenite is transformed into martensite at the time of the punching process, so that a crack is generated at the interface with the ferrite and the hole expandability is inferior.
  • Patent Document 3 discloses a TRIP steel sheet that has improved elongation and stretch flangeability by containing bainitic ferrite with an area ratio of 60% or more and polygonal ferrite with 20% or less.
  • Patent Document 4 discloses a TRIP steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance by controlling the volume fraction of ferrite, bainitic ferrite, and martensite.
  • JP 2011-52295 A Japanese Patent No. 4712838 Japanese Patent No. 4411221 Japanese Patent No. 4868771
  • DP steel generally has a low yield ratio due to the introduction of movable dislocations in the ferrite during martensitic transformation, resulting in low impact absorption energy characteristics.
  • the hole-expanding property is enhanced by increasing the tempering temperature, but the elongation is insufficient with respect to the strength.
  • the steel sheet of Patent Document 2 also has insufficient elongation with respect to strength and is inferior in formability.
  • the steel plate of Patent Document 3 has low YR, and thus has low impact absorption energy characteristics, and does not have improved elongation and hole expansibility in a high strength region of 1180 MPa or more.
  • the steel sheet of Patent Document 4 has insufficient elongation with respect to strength and is inferior in formability.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and its purpose is to solve the problems of the above-mentioned prior art, and the above characteristics (yield ratio, strength, elongation, hole expandability, delayed fracture resistance). Is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • the inventors of the present invention made extensive studies to solve the above problems. As a result, in order to improve elongation, hole expansibility and delayed fracture resistance while maintaining a high yield ratio while having a high strength of 1180 MPa or more, ferrite, residual austenite, martensite while refining the structure It has been found that the volume fraction in the microstructure of bainite and tempered martensite may be controlled. Specifically, the present invention is based on the following knowledge.
  • the present inventors have adjusted the volume fraction of the soft phase and the hard phase, which are the void generation sources, to produce tempered martensite or bainite, which is the hard intermediate phase, and further, the crystal grains It has been found that by making it finer, strength and hole-expandability can be secured while containing soft ferrite to some extent. Furthermore, the present inventors have found that the balance between strength and delayed fracture resistance is improved by including tempered martensite which is superior in delayed fracture resistance as a hard phase.
  • annealing is performed at an annealing temperature in a two phase region that can contain ferrite. Furthermore, it became clear that the hole expansion property and delayed fracture resistance were improved by the effect of crystal grain refinement by making the temperature rise rate to the annealing temperature the optimum condition in order to refine crystal grains. .
  • the present invention provides the following [1] to [4].
  • (V1) and tempered martensite volume fraction (V2) is as follows: High-strength cold-rolled steel sheet characterized by having a satisfying microstructure of formula (1). 0.35 ⁇ V2 / V1 ⁇ 0.75 Formula (1) [2]
  • the component composition is further a component composition containing one or more selected from V: 0.05% or less and Nb: 0.05% or less in mass% [1]
  • the high-strength cold-rolled steel sheet as described in 1.
  • the component composition further includes, by mass%, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Ca: 0.00.
  • a steel slab having the component composition according to any one of [1] to [3] and rolled at 1150 to 1300 ° C. under a finish rolling temperature of 850 to 950 ° C. to complete the rolling Cooling is started within 1 second after that, the first average cooling rate is 80 ° C./s or more, the first cooling stop temperature is 650 ° C. or less, and after the first cooling, the second average cooling is performed.
  • Speed 5 ° C./s or more
  • second cooling stop temperature a hot rolling process in which second cooling is performed under conditions of less than the first cooling stop temperature and 550 ° C.
  • first average heating rate 10 ° C./s or less
  • second heating is performed under the conditions of the second average heating rate: 6 to 25 ° C./s
  • the second heating ultimate temperature 550 to 680 ° C.
  • the third average heating rate is 10 ° C./s or less
  • the third heating attainment temperature is 760 to 850 ° C.
  • the first soaking temperature is 760 to 850 ° C.
  • 1 soaking time First soaking under the condition of 30 seconds or more, after the first soaking, the third average cooling rate: 3 ° C./s or more, the third cooling stop temperature: 100 to 300 ° C.
  • the fourth heating is performed under the condition of the fourth heating reaching temperature: 350 to 450 ° C., and after the fourth heating, the second soaking temperature: 350 to 450 ° C., the second soaking time.
  • Second soaking is performed for 30 seconds or longer, and after the second soaking, the fourth cooling stop temperature is 0 to 50 ° C.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet has an extremely high tensile strength, an excellent workability based on high elongation and hole expansibility, and a high yield ratio.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has excellent delayed fracture resistance that hardly causes delayed fracture due to hydrogen entering from the environment even after being formed into a member.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.15-0.25%, Si: 1.2-2.5%, Mn: 2.1-3.5%, P: 0 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.08%, N: 0.010% or less, Ti: 0.002 to 0.050%, B: 0.0002 to 0 Contains 0100%.
  • C 0.15-0.25%
  • C is an element effective for increasing the strength of the steel sheet, and contributes to the second phase formation of bainite, tempered martensite, retained austenite and martensite in the present invention. Furthermore, C increases the hardness of martensite and tempered martensite. If the C content is less than 0.15%, it is difficult to ensure the required volume fraction of bainite, tempered martensite, retained austenite and martensite. A preferable C content is 0.17% or more. On the other hand, when C is added excessively, the hardness difference between ferrite, tempered martensite, and martensite is increased, so that the hole expandability is lowered. Therefore, the C content is 0.25% or less. A preferable C content is 0.22% or less.
  • Si 1.2-2.5%
  • Si strengthens the solid solution of ferrite and decreases the hardness difference between the soft phase and the hard phase, so Si increases the hole expansion rate.
  • it is necessary to contain Si 1.2% or more.
  • a preferable Si content is 1.3% or more.
  • Si content shall be 2.5% or less.
  • Mn 2.1-3.5%
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength by forming solid solution strengthening and the second phase.
  • Mn is an element that stabilizes austenite, and is an element necessary for controlling the fraction of the second phase. In order to acquire the effect, it is necessary to make Mn content 2.1% or more.
  • Mn content is 3.5% or less. Preferably it is 3.0% or less.
  • P 0.05% or less P contributes to high strength by solid solution strengthening.
  • the P content is 0.05% or less.
  • it is 0.04% or less.
  • the upper limit of the S content is set to 0.005%.
  • it is 0.0040% or less.
  • it is preferable to contain 0.0002% or more because extremely low S increases the steelmaking cost.
  • Al 0.01 to 0.08%
  • Al is an element necessary for deoxidation, and in order to obtain this effect, the Al content needs to be 0.01% or more. Moreover, since the effect is saturated even if the Al content exceeds 0.08%, the Al content is set to 0.08% or less. Preferably it is 0.05% or less.
  • N 0.010% or less Since N forms coarse nitrides and deteriorates bendability and stretch flangeability, it is necessary to suppress the content thereof. These problems are prominent when the N content exceeds 0.010%. For this reason, N content shall be 0.010% or less. Preferably it is 0.0050% or less.
  • Ti 0.002 to 0.050%
  • Ti is an element that can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitrides. Further, Ti is necessary for preventing B, which is an essential element in the present invention, from reacting with N. In order to exert such effects, the Ti content is set to 0.002% or more. Preferably it is 0.005% or more. On the other hand, when Ti is added in a large amount, the elongation is remarkably lowered, so the content is made 0.050% or less. Preferably it is 0.035% or less.
  • B 0.0002% to 0.0100%
  • B is an element that improves the hardenability, contributes to high strength by generating the second phase, and does not lower the martensite transformation start point while ensuring the hardenability. Furthermore, B has an effect of suppressing the formation of ferrite and pearlite when cooling after finish rolling during hot rolling. In order to exhibit this effect, it is necessary to make B content 0.0002% or more. On the other hand, even if the B content exceeds 0.0100%, the effect is saturated, so the content is made 0.0100% or less. Preferably it is 0.0050% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention may further contain one or more kinds selected from V: 0.05% or less and Nb: 0.05% or less in mass%.
  • V 0.05% or less Contributing to an increase in strength by forming fine carbonitrides of V.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the V content is preferably 0.05% or less.
  • Nb 0.05% or less
  • Nb can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitride, and can be added as necessary.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • Nb when Nb is added in a large amount, the elongation is remarkably lowered. Therefore, when Nb is contained, its content is set to 0.05% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Ca: One or more selected from 0.0050% or less and REM: 0.0050% or less may be contained.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element that contributes to increasing the strength by generating the second phase, and can be added as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to make Cr content 0.10% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.50%, excessive martensite is generated. Therefore, when Cr is contained, its content is 0.50% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Mo is an element that contributes to high strength by generating a second phase, and further contributes to high strength by generating a part of carbide, and may be added as necessary. it can.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more.
  • the content is preferably 0.50% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element that contributes to strengthening by solid solution strengthening and contributes to strengthening by generating a second phase, and can be added as necessary.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more.
  • the Cu content is preferably 0.50% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element that contributes to strengthening by solid solution strengthening and also contributes to strengthening by generating a second phase, and is added as necessary. be able to.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more.
  • the content is preferably 0.50% or less.
  • Ca 0.0050% or less
  • Ca is an element that spheroidizes the shape of the sulfide and improves the adverse effect of the sulfide on the hole expandability, and can be added as necessary.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is set to 0.0050% or less.
  • REM 0.0050% or less REM, like Ca, is an element that spheroidizes the shape of the sulfide and improves the adverse effect of the sulfide on the hole expandability, and can be added as necessary.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more.
  • the content is preferably 0.0050% or less.
  • Inevitable impurities include, for example, Sb, Sn, Zn, Co, etc.
  • the allowable ranges of these contents are Sb: 0.01% or less, Sn: 0.1% or less, Zn: 0. 01% or less, Co: 0.1% or less.
  • Sb 0.01% or less
  • Sn 0.1% or less
  • Zn 0. 01% or less
  • Co 0.1% or less.
  • this invention even if it contains Ta, Mg, and Zr within the range of a normal steel composition, the effect will not be lost.
  • the microstructure of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is a composite structure containing ferrite, retained austenite, and martensite, with the balance including bainite and tempered martensite.
  • ferrite has an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less and a volume fraction of 10 to 25%
  • retained austenite has a volume fraction of 5 to 20%
  • martensite has an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less.
  • the volume fraction is in the range of 5 to 15%
  • the balance is bainite and tempered martensite having an average crystal grain size of 5 ⁇ m or less.
  • the relationship between the hard phase other than ferrite (meaning a phase other than ferrite) and the volume fraction of tempered martensite is within the range indicated by the formula (1).
  • the volume fraction described here is the volume fraction with respect to the entire steel sheet, and so on.
  • the volume fraction of ferrite is less than 10%, it is difficult to ensure elongation. Therefore, the lower limit of the volume fraction of ferrite is 10%. Preferably, the volume fraction of ferrite is greater than 12%. On the other hand, when the volume fraction of ferrite exceeds 25%, the amount of void generation at the time of punching increases. On the other hand, when the volume fraction of ferrite exceeds 25%, it is necessary to increase the hardness of martensite and tempered martensite in order to secure the strength, and it is difficult to achieve both strength and hole expandability. For this reason, the volume fraction of ferrite is 25% or less. Preferably it is 22% or less, More preferably, it is less than 20%.
  • the average crystal grain size of ferrite exceeds 2 ⁇ m, voids generated on the punched end face during hole expansion are liable to be connected during the hole expansion, so that good hole expandability cannot be obtained. Therefore, the average grain size of ferrite is 2 ⁇ m or less.
  • the volume fraction of retained austenite In order to ensure good ductility, the volume fraction of retained austenite needs to be in the range of 5 to 20%. If the volume fraction of retained austenite is less than 5%, the elongation decreases. For this reason, the volume fraction of retained austenite is 5% or more. Preferably it is 8% or more. Further, when the volume fraction of retained austenite exceeds 20%, the hole expandability deteriorates. For this reason, the volume fraction of retained austenite is 20% or less. Preferably it is 18% or less.
  • Martensite (Martensite with an average grain size of 2 ⁇ m or less)
  • the martensite volume fraction is set to 5 to 15% or less in order to ensure hole expansibility while ensuring desired strength and ductility.
  • the volume fraction of martensite is less than 5%, since the contribution to work hardening is low, it is difficult to achieve both strength and ductility.
  • it is 6% or more.
  • the volume fraction of martensite exceeds 15%, voids are generated around the martensite at the time of punching, so that not only the hole expandability is deteriorated but also the yield ratio is lowered.
  • the upper limit of the volume fraction of martensite is 15%.
  • the upper limit is 12%.
  • the average crystal grain size of martensite is 2 ⁇ m or less.
  • the upper limit of the average crystal grain size of martensite is 2 ⁇ m.
  • the martensite here refers to martensite that is generated when austenite that is untransformed after being held in the temperature range of 350 to 450 ° C., which is the second soaking temperature range during continuous annealing, is cooled to room temperature. That is.
  • the average crystal grain size of bainite and tempered martensite is 5 ⁇ m or less.
  • the upper limit of the average crystal grain size of bainite and tempered martensite is set to 5 ⁇ m.
  • the volume fraction of bainite is preferably in the range of 10 to 40%, and the volume fraction of tempered martensite is preferably in the range of 20 to 60%.
  • the volume fraction of bainite here is the volume fraction of bainitic ferrite (ferrite with high dislocation density) in the observation surface.
  • Tempered martensite is a part of untransformed austenite that is martensitic during cooling to 100 to 300 ° C. (third cooling described later) during annealing, and after heating to a temperature range of 350 to 450 ° C., It is martensite that is tempered when held (during second soaking).
  • the microstructure may contain pearlite in addition to ferrite, bainite, tempered martensite, retained austenite and martensite.
  • the object of the present invention can be achieved even if pearlite is included.
  • the volume fraction of pearlite is preferably 3% or less.
  • the manufacturing method of the high strength cold-rolled steel sheet of the present invention includes a hot rolling process, a pickling process, a cold rolling process, and an annealing process.
  • a hot rolling process (cooling start surface temperature-cooling end surface temperature) / cooling time (2)
  • Average heating rate (heating end surface temperature ⁇ heating starting surface temperature) / heating time (3)
  • Hot rolling process is a process in which a steel slab having the above-described composition is rolled at 1150-1300 ° C under the condition of finish rolling end temperature: 850-950 ° C, and within 1 second after the end of the rolling.
  • the first average cooling rate 80 ° C./s or more
  • the first cooling stop temperature 650 ° C. or less
  • the first cooling to start cooling is performed
  • the second average cooling rate 5 More than C / s
  • second cooling stop temperature a step of performing second cooling that cools below the first cooling stop temperature and not more than 550 ° C., and winds up after the second cooling.
  • the hot rolling start temperature (corresponding to the temperature of the steel slab to be rolled) is 1150 to 1300 ° C.
  • the steel slab may be hot rolled at 1150 to 1300 ° C. without reheating after casting, or may be started after the slab is reheated to 1150 to 1300 ° C. That is, in the present invention, after manufacturing a steel slab, in addition to the conventional method of cooling to room temperature and then reheating, it is charged in a heating furnace as it is without cooling, or is kept warm. An energy saving process such as direct feed rolling or direct rolling in which rolling is performed immediately after casting or rolling as it is after casting can be applied without any problem.
  • the steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components, but can also be manufactured by an ingot forming method or a thin slab casting method.
  • the temperature is set to 1150 to 1300 ° C.
  • Finish rolling end temperature is 850-950 ° C. Hot rolling needs to be completed in the austenite single phase region in order to improve the elongation and hole expansion property after annealing by making the structure in the steel sheet uniform and reducing the anisotropy of the material. Therefore, the finish rolling end temperature is set to 850 ° C. or higher. On the other hand, if the finish rolling end temperature exceeds 950 ° C., the hot rolled structure becomes coarse and the properties after annealing deteriorate, so the finish rolling end temperature is set to 850 to 950 ° C.
  • the first cooling after the finish rolling is started within 1 second after the end of the rolling, and is performed under the conditions of the first average cooling rate: 80 ° C./s or more and the first cooling stop temperature: 650 ° C. or less. is there.
  • the steel sheet After finishing rolling, the steel sheet is rapidly cooled to the temperature range where bainite transformation is performed without ferrite transformation, and the steel sheet structure of the hot rolled steel sheet is controlled.
  • the steel sheet structure By controlling the steel sheet structure for homogenization, there is an effect of refining the final steel sheet structure, mainly ferrite and martensite. Therefore, cooling is started within 1 second after the finish rolling is finished, and the cooling is performed to the first cooling stop temperature: 650 ° C. or less at the first average cooling rate of 80 ° C./s or more.
  • the ferrite transformation is started, so that the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet becomes inhomogeneous and the hole expandability after annealing decreases.
  • the first cooling stop temperature exceeds 650 ° C., pearlite is excessively generated, the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet becomes inhomogeneous, and the hole expandability after annealing decreases. Therefore, the 1st cooling after finish rolling cools to 650 degrees C or less with the 1st average cooling rate of 80 degrees C / s or more.
  • the second cooling after the first cooling is a cooling performed under conditions of a second average cooling rate: 5 ° C./s or more, a second cooling stop temperature: less than the first cooling stop temperature and 550 ° C. or less.
  • the second average cooling rate is less than 5 ° C./s or the second cooling stop temperature is more than 550 ° C.
  • the second average cooling rate 5 ° C./s or more
  • the second cooling stop temperature less than the first cooling stop temperature, and 550 ° C. or less.
  • the winding temperature at the time of winding performed after the second cooling is preferably 550 ° C. or lower. If the coiling temperature exceeds 550 ° C., ferrite and pearlite may be generated excessively. For this reason, the upper limit of the coiling temperature is preferably 550 ° C. Preferably it is 500 degrees C or less.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly defined, but if the coiling temperature is too low, hard martensite may be generated excessively and the cold rolling load may increase. For this reason, the lower limit of the coiling temperature is preferably 300 ° C.
  • Pickling process It is preferable to carry out an acidic process after the hot rolling process to remove the scale of the surface layer of the hot rolled sheet.
  • the conditions for the pickling step are not particularly limited, and may be carried out according to a conventional method.
  • Cold rolling step This is a step of performing cold rolling on the hot-rolled sheet after the hot rolling step (after the pickling step when performing the pickling step).
  • a cold rolling process is not specifically limited, What is necessary is just to implement by a conventional method.
  • Annealing process An annealing process is implemented in order to advance recrystallization and to form bainite, a tempered martensite, a retained austenite, and a martensite in a steel plate structure
  • the annealing process for that purpose includes first heating, second heating, third heating, first soaking, third cooling, fourth heating, second soaking, and fourth cooling. Specifically, it is as follows.
  • the first heating is performed under the conditions of an arbitrary first average heating rate and first heating attainment temperature: 250 to 350 ° C. Specifically, the cold-rolled steel sheet at room temperature is heated from 250 to 350 ° C. at an arbitrary first average heating rate.
  • the first heating is heating to a temperature of 250 to 350 ° C. at which recrystallization by annealing starts, and may be performed according to a conventional method.
  • the first average heating rate is arbitrary as described above, and the value is not particularly limited, but the first average heating rate is usually 0.5 to 50 ° C./s.
  • the second heating is performed after the first heating under the conditions of the second average heating rate: 6 to 25 ° C./s and the second heating reaching temperature: 550 to 680 ° C.
  • the second heating is a rule that contributes to the refinement of crystal grains that is important in the present invention, and the generation rate of ferrite nuclei generated by recrystallization that appears before being heated to a temperature that becomes a two-phase region is generated. It is possible to refine crystal grains after annealing by speeding up the rate of grain growth, that is, coarsening. When heated rapidly, recrystallization hardly progresses, so that unrecrystallized remains in the final steel sheet structure, resulting in insufficient ductility.
  • the upper limit of the second average heating rate is 25 ° C./s. Further, if the heating rate is too small, the ferrite phase becomes coarse and a predetermined average crystal grain size cannot be obtained, so a second average heating rate of 6 ° C./s or more is required. Preferably it is 8 degrees C / s or more.
  • the third heating is performed after the second heating under conditions of a third average heating rate: 10 ° C./s or less and a third heating reaching temperature: 760 to 850 ° C. Fine ferrite is produced by the second heating temperature. Since it becomes a two-phase region at a temperature of Ac1 point or higher, austenite nucleation begins.
  • the third average heating rate from the second heating attainment temperature to the third heating attainment temperature is set to 10 ° C./s or less. When the third average heating rate exceeds 10 ° C./s, nucleation of austenite is preferential, unrecrystallized remains in the final steel sheet structure, and the ductility is insufficient.
  • the upper limit of the third average heating rate is 10 ° C. / S.
  • the lower limit is not particularly limited, but if it is less than 0.5 ° C./s, there is a concern that the ferrite phase becomes coarse. Therefore, the third average heating rate is preferably 0.5 ° C./s or more.
  • the third heating arrival temperature is the following first soaking temperature.
  • the first soaking is performed under the conditions of the first soaking temperature after the third heating: 760 to 850 ° C., the first soaking time: 30 seconds or more.
  • the first soaking temperature is set to a temperature range of two phases of ferrite and austenite.
  • the lower limit of the first soaking temperature is 760 ° C. If the first soaking temperature is too high, annealing occurs in the austenite single phase region, and the delayed fracture resistance deteriorates, so the first soaking temperature is set to 850 ° C. or lower.
  • the first soaking time needs to be maintained for 30 seconds or more in order to advance the recrystallization and partially or completely austenite transform.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably within 600 seconds.
  • the third cooling is performed under the conditions of the third average cooling rate: 3 ° C./s or more and the third cooling stop temperature: 100 to 300 ° C. after the first soaking.
  • the third cooling stop temperature 100 to 300 ° C. after the first soaking.
  • the lower limit of the third cooling rate is 3 ° C./s.
  • the third cooling stop temperature is less than 100 ° C.
  • martensite is excessively generated at the time of cooling, so that untransformed austenite is reduced, bainite transformation and residual austenite are reduced, and elongation is lowered.
  • the cooling stop temperature exceeds 300 ° C.
  • the tempered martensite decreases and the hole expandability deteriorates. Therefore, the third cooling stop temperature is set to 100 to 300 ° C.
  • the temperature is preferably 150 to 280 ° C.
  • the fourth heating is performed after the third cooling under the fourth heating temperature: 350 to 450 ° C.
  • the fourth heating is performed to heat up to the second soaking temperature.
  • the second soaking is performed under the conditions of the second soaking temperature: 350 to 450 ° C. and the second soaking time: 30 seconds or more after the fourth heating.
  • the purpose of the second soaking is to temper martensite generated during cooling into tempered martensite, to transform untransformed austenite to bainite and to produce bainite and retained austenite in the steel sheet structure. As done.
  • the second soaking temperature is less than 350 ° C., the tempering of martensite becomes insufficient, and the difference in hardness from ferrite and martensite becomes large, so that the hole expandability deteriorates.
  • the second soaking temperature exceeds 450 ° C., pearlite is excessively generated, so that the elongation decreases.
  • the second soaking temperature is set to 350 to 450 ° C.
  • the bainite transformation does not proceed sufficiently, so that a large amount of untransformed austenite remains, and eventually martensite is excessively generated, resulting in a decrease in hole expandability. Therefore, the second soaking time is 30 seconds or longer. Also, the second soaking time is preferably 3600 seconds or less because the volume fraction of martensite is ensured.
  • the fourth cooling is performed under the condition of the fourth cooling stop temperature: 0 to 50 ° C. after the second soaking.
  • the fourth cooling may be a method that does not actively cool, for example, air cooling by standing.
  • Temper rolling step Temper rolling may be performed after the annealing step.
  • a preferred range of elongation in temper rolling is 0.1% to 2.0%.
  • hot dip galvanization may be performed to obtain a hot dip galvanized steel sheet, or after hot dip galvanization, an alloying treatment may be performed to obtain an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet may be electroplated to form an electroplated steel sheet.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet (sheet thickness: 1.4 mm). Then, 1st heating was performed on the conditions whose 1st average heating rate is 640 degreeC / s and 1st heating attainment temperature is 300 degreeC. Subsequently, it heated to 680 degreeC (2nd heating attainment temperature) with the 2nd average heating rate (C2 of Table 2) shown in Table 2. Next, heating to the first soaking temperature (also the third heating attainment temperature) at the third average heating rate (C3 in Table 2), the first soaking temperature shown in Table 2 (soaking temperature 1 in Table 2) and The first soaking was performed in the first soaking time (holding 1 in Table 2).
  • a JIS No. 5 tensile test piece was taken from the direction perpendicular to the rolling direction to the longitudinal direction (tensile direction), and the tensile strength (YS), tensile strength (YS) was determined by a tensile test (JIS Z2241 (1998)).
  • TS total elongation
  • YR yield ratio
  • the obtained steel sheet was cut into 30 mm ⁇ 100 mm with the rolling direction as the longitudinal direction, and the end face was ground and the specimen was subjected to 180 ° bending with a curvature radius of 10 mm at the punch tip. did.
  • the test piece that did not crack within 100 hours was evaluated as “good”, and when a crack occurred in the test piece, it was determined as “bad”.
  • the volume fraction of ferrite and martensite in the steel sheet is 2,000 times and 5,000 times magnification using SEM (scanning electron microscope) after corroding the thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet and corroding with 3% nital.
  • 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 average crystal grain size of ferrite and martensite is the area of each phase by taking a picture in which each ferrite and martensite crystal grain is identified in advance from a steel sheet structure picture using Image-Pro of Media Cybernetics. The equivalent circle diameter was calculated, and those values were obtained as the average crystal grain size (average grain size in the table).
  • the volume fraction of retained austenite was determined by polishing the steel plate to a 1 ⁇ 4 plane in the thickness direction and diffracting X-ray intensity on this 1 ⁇ 4 plane.
  • a K ⁇ ray of Mo as a radiation source and an acceleration voltage of 50 keV
  • an X-ray diffraction method (apparatus: RINT2200 manufactured by Rigaku) and a ferrite ferrite ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 211 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and austenite
  • the integrated intensity of X-ray diffraction lines on the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and ⁇ 311 ⁇ plane is measured, and using these measured values, “X-ray diffraction handbook” (2000) Rigaku Denki Co., Ltd., p. 26, 62-64, the volume fraction of retained austenite was determined.
  • the steel sheet structure was observed by SEM (scanning electron microscope), TEM (transmission electron microscope), and FE-SEM (field emission scanning electron microscope), and the types of steel structures other than ferrite, retained austenite, and martensite. It was determined.
  • the average crystal grain size of the structure that is bainite and / or tempered martensite was obtained by calculating the equivalent circle diameter from the steel sheet structure photograph using the above-mentioned Image-Pro and averaging these values.
  • Table 3 The measured tensile properties, hole expansion ratio, delayed fracture resistance, and steel sheet structure measurement results are shown in Table 3 (Table 3-1 and Table 3-2 are combined into Table 3).
  • ferrite having an average crystal grain size of less than 2 ⁇ m is 10 to 25% in volume fraction
  • residual austenite is 5 to 20%
  • average crystal grain size is 2 ⁇ m.
  • the following martensite has a composite structure containing bainite and tempered martensite having a volume fraction of 5 to 15% and an average grain size of 5 ⁇ m or less in the balance.
  • a tensile strength of 1180 MPa or more and 70% or more Good processability with an elongation of 17.5% or more and a hole expansion rate of 40% or more was obtained while ensuring a yield ratio of 100%, and it was excellent because no fracture occurred for 100 hours in the delayed fracture property evaluation test.
  • the steel sheet structure does not satisfy the scope of the present invention, and as a result, at least one of the tensile strength, yield ratio, elongation, hole expansion rate, and delayed fracture resistance is inferior.

Abstract

　従来技術の問題点を解消し、複数の特性（降伏比、強度、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性）を兼備する高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供する。　特定の成分組成を有し、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１０～２５％、残留オーステナイトを体積分率で５～２０％、平均結晶粒径が２μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で５％～１５％以下を含有し、残部が平均結晶粒径５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織であり、フェライト以外の硬質相の体積分率（Ｖ１）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（Ｖ２）の関係が下記の式（１）の条件を満たすミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。 ０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５　式（１）

Description

高強度冷延鋼板及びその製造方法
　本発明は、高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。本発明の引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板は、特に自動車などの構造部品の素材として好適である。
　なお、本明細書において、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、ＣＯ２排出量削減のために、燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。この課題を解決するために、自動車部品へ適用される高強度鋼板の薄肉化が進められている。例えば、薄肉化された、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。
　ところで、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は成形性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸びや穴広げ性といった個別の特性が優れているだけでなく、複数の特性が優れていることが求められる。さらに、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板には、優れた衝突吸収エネルギー特性を有することが求められる。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、降伏比を高めれば、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。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。
　また、１１８０ＭＰａ以上の鋼板では、使用環境から侵入する水素によって遅れ破壊（水素脆化）の問題が生じる場合がある。そのため、１１８０ＭＰａ以上の鋼板は、プレス成形性と耐遅れ破壊特性に優れることが求められる。
　従来、成形性と高強度を兼ね備えた高強度薄鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織のデュアルフェーズ鋼（ＤＰ鋼）が知られている。例えば、特許文献１では、焼戻しマルテンサイトのセメンタイト粒子の分布状態を制御することで、伸びと伸びフランジ性のバランスを向上させる技術が開示されている。また、成形性と耐遅れ破壊特性に優れた鋼板として、特許文献２では焼戻しマルテンサイト中の析出物の分布状態を制御した鋼板が開示されている。
　また、高強度と優れた延性を兼ね備えた鋼板として、残留オーステナイトを含有したＴＲＩＰ鋼板が挙げられる。このＴＲＩＰ鋼板がマルテンサイト変態開始温度以上の温度で加工変形されると、応力によって残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる。
　しかし、このＴＲＩＰ鋼板では、打抜き加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで、フェライトとの界面にクラックが発生し、穴広げ性に劣る欠点がある。
　そこで、特許文献３では、面積率で６０％以上のベイニティックフェライトおよび２０％以下のポリゴナルなフェライトを含有することで伸びと伸びフランジ性を向上させたＴＲＩＰ鋼板が開示されている。また、特許文献４ではフェライト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトの体積分率を制御することで、耐水素脆化特性に優れたＴＲＩＰ鋼板が開示されている。
特開２０１１－５２２９５号公報 特許４７１２８３８号公報 特許４４１１２２１号公報 特許４８６８７７１号公報
　しかしながら、一般的にＤＰ鋼は、マルテンサイト変態時にフェライト中に可動転位が導入されるため低降伏比となり、衝突吸収エネルギー特性が低くなってしまう。特許文献１に関しては、焼戻し温度を高くすることで穴広げ性を高めているが、強度に対して伸びが不十分である。特許文献２の鋼板も強度に対して伸びが不十分であり、成形性に劣る。
　また、残留オーステナイトを活用した鋼板においても、特許文献３の鋼板は、ＹＲが低いため衝突吸収エネルギー特性が低く、かつ、１１８０ＭＰａ以上もの高強度領域で伸びと穴広げ性を高めたものではない。特許文献４の鋼板は強度に対して伸びが不十分であり、成形性に劣る。
　このように１１８０ＭＰａ以上の高強度でありながら、優れた衝突吸収エネルギー特性を保ちつつ、プレス成形に優れるといえる程度の伸びおよび穴広げ性を有し、さらに耐遅れ破壊特性に優れる鋼板を得ることは困難である。従来、これらの特性（降伏比、強度、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性）を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、上記従来技術の問題点を解消し、上記特性（降伏比、強度、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性）を兼備する高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた。その結果、１１８０ＭＰａ以上の高強度でありながら、高降伏比を保ちつつ、伸び、穴広げ性および耐遅れ破壊特性を向上させるためには、組織を微細化させつつ、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトのミクロ組織における体積分率を制御すればよいことを見出した。具体的には、本発明は、下記の知見に立脚するものである。
　穴広げ試験において、ミクロ組織中に高硬度を有するマルテンサイト又は残留オーステナイトが存在した場合、打抜き加工時にその界面、特に軟質なフェライトとこれらとの界面にボイドが発生する。ボイドが発生すると、その後の穴広げ過程でボイド同士が連結、進展することで、き裂が発生する。一方で、ミクロ組織中に軟質なフェライトや残留オーステナイトを含有することで伸びが向上する。また、ミクロ組織中に旧γ粒界が存在すると、鋼板内に水素が侵入した際、旧γ粒界に水素がトラップされて、粒界強度が顕著に低下し、き裂発生後のき裂進展速度が増加してしまい、耐遅れ破壊特性が低下する。また、降伏比に関しては、転位密度の高いベイナイトや焼戻しマルテンサイトをミクロ組織内に含有することで降伏比が高くなるが、伸びに対する効果は小さい。
　そこで、本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、ボイド発生源である軟質相と硬質相の体積分率を調整し、硬質中間相である焼戻しマルテンサイトもしくはベイナイトを生成させ、さらに結晶粒を微細化させることで、軟質なフェライトをある程度含有しながらも強度や穴広げ性を確保できることを見出した。本発明者らは、さらに、硬質相として耐遅れ破壊特性に優位な焼戻しマルテンサイトを含有させることで、強度と耐遅れ破壊特性のバランスが向上することを見出した。
　特に、オーステナイト単相域で焼鈍することによる結晶粒粗大化を抑制するために、フェライトを含有可能な２相域の焼鈍温度で焼鈍する。さらに結晶粒を微細化するために焼鈍温度までの昇温速度を最適な条件にすることで、結晶粒微細化の効果により、穴広げ性、耐遅れ破壊特性が向上することが明らかとなった。
　すなわち、本発明は、以下の［１］～［４］を提供する。
　［１］質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．２～２．５％、Ｍｎ：２．１～３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００２～０．０１００％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１０～２５％、残留オーステナイトを体積分率で５～２０％、平均結晶粒径が２μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で５～１５％以下を含有し、残部が平均結晶粒径５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織であり、フェライト以外の硬質相の体積分率（Ｖ１）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（Ｖ２）の関係が下記の式（１）の条件を満たすミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５　　　式（１）
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％以下及びＮｂ：０．０５％以下から選択される一種以上を含有する成分組成であることを特徴とする［１］に記載の高強度冷延鋼板。
　［３］前記成分組成は、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、Ｃａ：０．００５０％以下及びＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有する成分組成であることを特徴とする［１］又は［２］に記載の高強度冷延鋼板。
　［４］［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有し１１５０～１３００℃の鋼スラブを、仕上げ圧延終了温度：８５０～９５０℃の条件で圧延を行い、前記圧延の終了後１秒以内に冷却を開始する、第１平均冷却速度：８０℃／ｓ以上、第１冷却停止温度：６５０℃以下の条件で第１冷却を行い、前記第１冷却後、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下の条件で冷却する第２冷却を行い、前記第２冷却後に巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に必要に応じて酸洗を行う酸洗工程と、前記熱間圧延工程後（酸洗工程を行う場合には前記酸洗工程後）に冷間圧延を行う冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後に、任意の第１平均加熱速度、第１加熱到達温度：２５０～３５０℃の条件で第１加熱を行い、前記第１加熱後に第２平均加熱速度：６～２５℃／ｓ、第２加熱到達温度：５５０～６８０℃の条件で第２加熱を行い、前記第２加熱後に第３平均加熱速度：１０℃／s以下、第３加熱到達温度：７６０～８５０℃の条件で第３加熱を行い、前記第３加熱後に第１均熱温度：７６０～８５０℃、第１均熱時間：３０秒以上の条件で第１均熱を行い、前記第１均熱後に第３平均冷却速度：３℃/s以上、第３冷却停止温度：１００～３００℃の条件で第３冷却を行い、前記第３冷却後に第４加熱到達温度：３５０～４５０℃の条件で第４加熱を行い、前記第４加熱後に第２均熱温度：３５０～４５０℃、第２均熱時間：３０秒以上の条件で第２均熱を行い、前記第２均熱後に第４冷却停止温度：０～５０℃の条件で第４冷却を行う焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高強度冷延鋼板は、極めて高い引張強度を有するとともに、高い伸びと穴広げ性に基づく優れた加工性、高い降伏比を有する。また、本発明の高強度冷延鋼板は、部材に成形加工した後も、環境から侵入する水素に起因した遅れ破壊が生じにくい優れた耐遅れ破壊特性を有する。
　例えば、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以上の高降伏比を有し、伸びが１７．５％以上および穴広げ率が４０％以上を有し、２０℃のｐＨ＝１の塩酸浸漬環境下に応力を負荷した状態で１００時間破壊が生じない、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。以下の説明において、成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　＜高強度冷延鋼板＞
　本発明の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．２～２．５％、Ｍｎ：２．１～３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００２～０．０１００％を含有する。
　Ｃ：０．１５～０．２５％
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの第２相形成にも寄与する。さらに、Ｃはマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度を高くする。Ｃ含有量が０．１５％未満では、必要なベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの体積分率の確保が難しい。好ましいＣ含有量は０．１７％以上である。一方、Ｃを過剰に添加するとフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が低下する。そこで、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。好ましいＣ含有量は０．２２％以下である。
　Ｓｉ：１．２～２．５％
　Ｓｉはフェライトを固溶強化し、軟質相と硬質相との硬度差を低下させるため、Ｓｉは穴広げ率を増加させる。その効果を得るためには、Ｓｉを１．２％以上の含有することが必要である。好ましいＳｉ含有量は１．３％以上である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は化成処理性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。好ましくは２．２％以下である。
　Ｍｎ：２．１～３．５％
　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る。また、Ｍｎはオーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の分率制御に必要な元素である。その効果を得るためにはＭｎ含有量を２．１％以上にすることが必要である。一方、過剰にＭｎを含有した場合、マルテンサイトの体積分率が過剰になり、さらにマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度が増加してしまい、穴広げ性が低下する。また、過剰にＭｎを含有した場合に、水素が鋼板内に侵入すると、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界でのき裂が進展しやすくなるため耐遅れ破壊特性が低下してしまう。そのため、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは固溶強化により高強度化に寄与する。しかし、過剰にＰを添加すると、粒界へのＰの偏析が著しくなって粒界が脆化したり、溶接性が低下したりする。このため、Ｐ含有量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓ含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、穴広げ性に代表される局部伸びが低下する。このため、Ｓ含有量の上限を０．００５％とする。好ましくは、０．００４０％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００２％以上含有することが好ましい。
　Ａｌ：０．０１～０．０８％
　Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが必要である。また、Ａｌ含有量が０．０８％を超えても効果が飽和するため、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは粗大な窒化物を形成し、曲げ性や伸びフランジ性を劣化させることから、その含有量を抑える必要がある。これらの問題は、Ｎ含有量が０．０１０％超で顕著に表れる。このため、Ｎ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％
　Ｔｉは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元素である。さらに、Ｔｉは、本発明に必須な元素であるＢをＮと反応させないためにも必要である。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量を０．００２％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．０５０％以下とする。好ましく０．０３５％以下である。
　Ｂ：０．０００２％～０．０１００％
　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し、焼入れ性を確保しつつ、マルテンサイト変態開始点を低下させない元素である。さらに、Ｂには、熱間圧延時の仕上げ圧延後に冷却する際、フェライトやパーライトの生成を抑制する効果がある。この効果を発揮するために、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが必要である。一方、Ｂ含有量が０．０１００％超えても効果が飽和するため、その含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
　本発明の高強度冷延鋼板は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％以下及びＮｂ：０．０５％以下から選択される一種以上を含有してもよい。
　Ｖ：０．０５％以下
　Ｖの微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する。このような作用を有するために、Ｖ含有量を０．０１％以上にすることが好ましい。一方、多量のＶを添加しても、０．０５％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。したがって、Ｖの含有量は０．０５％以下が好ましい。
　Ｎｂ：０．０５％以下
　ＮｂもＶ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、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するため、Ｎｂを含有する場合、その含有量は０．０５％以下とする。
　また、本発明の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下及びＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有してもよい。
　Ｃｒ:０．５０％以下
　Ｃｒは第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．１０％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、過剰にマルテンサイトが生成する。そこで、Ｃｒを含有する場合、その含有量は０．５０％以下とする。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは第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元素であり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮させるためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。また、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成させることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはＣｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そこで、Ｃｕ含有量は０．５０％以下が好ましい。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成させることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮させるためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時にＮｉを添加することが有効である。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
　Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためにはＣａ含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、Ｃａの硫化物が曲げ性を劣化させる。そこで、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。
　ＲＥＭ：０．００５０％以下
　ＲＥＭもＣａと同様に、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためにはＲＥＭ含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えても効果が飽和するため、その含有量を０．００５０％以下とすることが好ましい。
　上記以外の残部はＦｅ及び不可避不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
　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。
　本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織は、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトを含有し、残部がベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織である。
　具体的には、フェライトは平均結晶粒径２μｍ以下、体積分率が１０～２５％の範囲であり、残留オーステナイトは体積分率が５～２０％であり、マルテンサイトは平均結晶粒径２μｍ以下、体積分率が５～１５％の範囲であり、残部を平均結晶粒径５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトとする。フェライト以外の硬質相（フェライト以外の相を意味する。）と焼戻しマルテンサイトの体積分率の関係が式（１）で示される範囲とする。ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。なお、体積分率、平均結晶粒径の値は、実施例に記載の方法で得られる値を採用する。
０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５　　　式（１）
式（１）において、フェライト以外の硬質相の体積分率がＶ１であり、焼戻しマルテンサイトの体積分率がＶ２である。
　フェライト（平均結晶粒径２μｍ以下のフェライト）
　フェライトの体積分率が１０％未満では、伸びの確保が困難である。そこで、フェライトの体積分率の下限は１０％とする。好ましくは、フェライトの体積分率が１２％超である。また、フェライトの体積分率が２５％を超えると、打抜き時のボイド生成量が増加する。また、フェライトの体積分率が２５％を超えると、強度確保のため、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度も高くする必要があり、強度と穴広げ性の両立が困難である。このためフェライトの体積分率は２５％以下とする。好ましくは２２％以下であり、さらに好ましくは２０％未満である。
　また、フェライトの平均結晶粒径が２μｍ超えでは、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、良好な穴広げ性が得られない。そのため、フェライトの平均結晶粒径は２μｍ以下とする。
　残留オーステナイト
　良好な延性を確保するためには、残留オーステナイトの体積分率を５～２０％の範囲にすることが必要である。残留オーステナイトの体積分率が５％未満では伸びが低下する。このため、残留オーステナイトの体積分率は５％以上とする。好ましくは８％以上である。また、残留オーステナイトの体積分率が２０％を超える場合、穴広げ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積分率は２０％以下である。好ましくは１８％以下である。
　マルテンサイト（平均結晶粒径を２μｍ以下のマルテンサイト）
　所望の強度および延性を確保しつつ、穴広げ性を確保するためにマルテンサイトの体積分率を５～１５％以下とする。マルテンサイトの体積分率が５％未満では、加工硬化に及ぼす寄与が低いため、強度と延性の両立が困難である。好ましくは６％以上である。また、マルテンサイトの体積分率が１５％超では、打抜き時にマルテンサイト周辺にボイドが生成するため穴拡げ性が劣化するだけでなく、降伏比も低下する。このため、マルテンサイトの体積分率の上限は１５％とする。好ましくは１２％を上限とする。
　また、本発明では、マルテンサイトの平均結晶粒径を２μｍ以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍ超えでは、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。このため、マルテンサイトの平均結晶粒径の上限は２μｍとする。なお、ここでいうマルテンサイトとは、連続焼鈍時の第２均熱温度域である３５０～４５０℃の温度域で保持後も未変態であるオーステナイトが、室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトのことである。
　残部
　良好な穴広げ性や高降伏比を確保するために、上記のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の残部には、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含有することが必要である。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下とする。平均結晶粒径が５μｍ超では、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。このため、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径の上限は５μｍとする。
　また、ベイナイトの体積分率は１０～４０％の範囲、焼戻しマルテンサイトの体積分率は２０～６０％の範囲が好ましい。なお、ここでいうベイナイトの体積分率とは、観察面に占めるベイニティック・フェライト（転位密度の高いフェライト）の体積割合のことである。また、焼戻しマルテンサイトとは、焼鈍時の１００～３００℃までの冷却（後述の第３冷却）中に未変態のオーステナイトが一部マルテンサイト変態し、３５０～４５０℃の温度域に加熱後、保持された際（第２均熱の際）に焼戻されるマルテンサイトのことである。
　０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５
　また、フェライト相以外の硬質相の体積分率（Ｖ１）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（Ｖ２）において、式（１）の関係を満たすことが必要である。冷却時に生成したマルテンサイトは再加熱時およびその後の均熱保持により、焼戻されることで、焼戻しマルテンサイトとなる。この焼戻しマルテンサイトの存在により、均熱保持中のベイナイト変態が促進され、最終的に室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトが微小になり、かつマルテンサイトの体積分率を狙いの体積分率に調整することが可能である。式（１）において、Ｖ２／Ｖ１の値が０．３５未満ではその効果は薄いため、下限は０．３５とする。また、Ｖ２／Ｖ１の値が０．７５以上では、ベイナイト変態可能な未変態のオーステナイトが少ないため、十分な残留オーステナイトが得られず、伸びが低下する。このため、その上限は０．７５とする。好ましくは０．７０以下である。
０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５　　　式（１）
　また、本発明では、フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト以外に、パーライトをミクロ組織が含む場合がある。上記のフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積分率、フェライト、マルテンサイトの平均結晶粒径が満足されれば、パーライトを含んでも本発明の目的を達成できる。ただし、パーライトの体積分率は３％以下が好ましい。
　＜高強度冷延鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造法について説明する。
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、酸洗工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程と、を有する。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において平均冷却速度は式（２）で、平均加熱速度は式（３）で算出した。
平均冷却速度＝（冷却開始表面温度－冷却終了表面温度）／冷却時間　　　（２）
平均加熱速度＝（加熱終了表面温度－加熱開始表面温度）／加熱時間　　　（３）
　熱間圧延工程
　熱間圧延工程とは、上記成分組成を有し１１５０～１３００℃の鋼スラブを、仕上げ圧延終了温度：８５０～９５０℃の条件で圧延を行い、上記圧延の終了後１秒以内に、第１平均冷却速度：８０℃／ｓ以上、第１冷却停止温度：６５０℃以下の条件で、冷却を開始する第１冷却を行い、上記第１冷却後、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下の条件で冷却する第２冷却を行い、上記第２冷却後に巻取る工程である。各条件の限定理由は以下の通りである。
　熱間圧延開始温度（圧延される鋼スラブの温度に相当）は、１１５０～１３００℃である。鋼スラブを、鋳造後、再加熱することなく１１５０～１３００℃で熱間圧延を開始してもよいし、スラブを１１５０～１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始してもよい。即ち、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。なお、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。
　上記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し、１３００℃より高い場合は加熱コストが増大するだけである。そこで、１１５０～１３００℃とする。
　仕上げ圧延終了温度は８５０～９５０℃である。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。そこで、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。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ため、仕上げ圧延終了温度は８５０～９５０℃とする。
　仕上げ圧延終了後の、第１冷却は、上記圧延の終了後１秒以内に開始され、第１平均冷却速度：８０℃／ｓ以上、第１冷却停止温度：６５０℃以下の条件で行う冷却である。
　仕上げ圧延終了後、フェライト変態させることなく、ベイナイト変態する温度域まで急冷し、熱延鋼板の鋼板組織を制御する。均質化させるための上記鋼板組織の制御により、最終的な鋼板組織、主にフェライトやマルテンサイトを微細化させる効果がある。そのため、仕上げ圧延終了後１秒以内に冷却を開始し、８０℃／s以上の第１平均冷却速度で第１冷却停止温度：６５０℃以下まで冷却する。
　第１冷却速度が８０℃／ｓ未満ではフェライト変態が開始されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性が低下する。また、第１冷却停止温度が６５０℃超えではパーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性が低下する。そのため、仕上げ圧延後の第１冷却は８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却する。
　第１冷却後の第２冷却は、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下の条件で行う冷却である。
　第２平均冷却速度が５℃／ｓ未満もしくは第２冷却停止温度が５５０℃超の冷却では熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、焼鈍後の穴広げ性が低下する。このため、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下とする。
　第２冷却後に行う巻取りの際の巻取り温度は、５５０℃以下であることが好ましい。巻取り温度が５５０℃超では、フェライトおよびパーライトが過剰に生成する場合がある。このため、巻取り温度の上限は５５０℃が好ましい。好ましくは５００℃以下である。巻取り温度の下限は特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大する場合がある。このため、巻取り温度の下限は３００℃が好ましい。
　酸洗工程
　熱間圧延工程後、酸性工程を実施し、熱延板の表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程の条件は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
　冷間圧延工程
　熱間圧延工程後（酸洗工程を行う場合には酸洗工程後）に、熱延板に対して冷間圧延を施す工程である。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、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織にベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトやマルテンサイトを形成させるために実施する。そのための焼鈍工程は、第１加熱、第２加熱、第３加熱、第１均熱、第３冷却、第４加熱、第２均熱、第４冷却から構成される。具体的には以下の通りである。
　第１加熱は、任意の第１平均加熱速度、第１加熱到達温度：２５０～３５０℃の条件で行う。具体的には、室温の冷延鋼板を２５０～３５０℃まで任意の第１平均加熱速度で加熱する。第１加熱は、焼鈍による再結晶が開始する２５０～３５０℃の温度までの加熱であり、常法に従って実施すればよい。第１平均加熱速度は上記の通り任意であり、その値は特に限定されないが、通常、第１平均加熱速度は０．５～５０℃／ｓである。
　第２加熱は、上記第１加熱後に、第２平均加熱速度：６～２５℃／ｓ、第２加熱到達温度：５５０～６８０℃の条件で行われる。第２加熱は、本発明において重要な結晶粒微細化に寄与する規定であり、２相域になる温度に加熱される前まで発現する再結晶で生成するフェライトの核の生成速度を、生成した粒成長、すなわち粗大化する速度より早めることで、焼鈍後の結晶粒を微細化させることが可能である。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、最終的な鋼板組織に未再結晶が残り、延性が不足する。そこで、第２平均加熱速度の上限は２５℃／sとする。また、加熱速度が小さすぎるとフェライト相が粗大化して所定の平均結晶粒径が得られないため、６℃／s以上の第２平均加熱速度が必要である。好ましくは８℃／s以上である。
　第３加熱は、第２加熱後に第３平均加熱速度：１０℃／s以下、第３加熱到達温度：７６０～８５０℃の条件で行われる。第２加熱到達温度までに微細なフェライトが生成する。Ａｃ１点以上となった温度で２相域になるため、オーステナイトの核生成がはじまる。再結晶を完全に終了させるために第２加熱到達温度から第３加熱到達温度までの第３平均加熱速度：１０℃／s以下とする。第３平均加熱速度：１０℃／s超えでは、オーステナイトの核生成が優先的となり、最終的な鋼板組織に未再結晶が残り、延性が不足するため、第３平均加熱速度の上限は１０℃／sとする。下限は特に制限されないが、０．５℃／s未満ではフェライト相が粗大化する懸念がある。そこで、第３平均加熱速度は０．５℃／s以上が好ましい。なお、通常、第３加熱到達温度は、下記の第１均熱温度である。
　第１均熱は、第３加熱後に第１均熱温度：７６０～８５０℃、第１均熱時間：３０秒以上の条件で行われる。第１均熱温度はフェライトとオーステナイトの２相域の温度域に設定する。第１均熱温度が７６０℃未満ではフェライト分率が多くなるため、強度と穴広げ性の両立が困難になる。そこで、第１均熱温度の下限は７６０℃とする。第１均熱温度が高すぎると、オーステナイト単相域での焼鈍となり、耐遅れ破壊特性が低下するため、第１均熱温度は８５０℃以下とする。また、上記の第１均熱温度において、再結晶の進行および一部もしくは全てオーステナイト変態させるため、第１均熱時間は３０秒以上の保持が必要である。上限は特に限定されないが、６００秒以内が好ましい。
　第３冷却は、第１均熱後に第３平均冷却速度：３℃／s以上、第３冷却停止温度：１００～３００℃の条件で行われる。高降伏比や穴広げ性の観点から焼戻しマルテンサイトを生成させて、第１均熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、均熱帯で生成したオーステナイトを一部マルテンサイト変態させるために、３℃／s以上の第３冷却速度で１００～３００℃の第３冷却停止温度まで冷却する。冷却速度が３℃／s未満だと鋼板組織中にパーライトや球状セメンタイトが過剰に生成するため、第３冷却速度の下限は３℃／sとする。また、第３冷却停止温度が１００℃未満では冷却時にマルテンサイトが過剰に生成するため、未変態のオーステナイトが減少し、ベイナイト変態や残留オーステナイトが減少するため、伸びが低下する。冷却停止温度が３００℃超えでは焼戻しマルテンサイトが減少し、穴広げ性が低下する。そのため、第３冷却停止温度は１００～３００℃とする。好ましくは１５０～２８０℃である。
　第４加熱は、第３冷却後に第４加熱到達温度：３５０～４５０℃の条件で行われる。この第４加熱は、第２均熱温度まで加熱するために行われる。
　第２均熱は、第４加熱後に第２均熱温度：３５０～４５０℃、第２均熱時間：３０秒以上の条件で行われる。第２均熱は、冷却途中に生成したマルテンサイトを焼戻すことで焼戻しマルテンサイトとすることと、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、ベイナイトおよび残留オーステナイトを鋼板組織中に生成させることとを目的として行われる。第２均熱温度が３５０℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、フェライトおよびマルテンサイトとの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が劣化する。また、第２均熱温度が４５０℃超えではパーライトが過剰に生成するため、伸びが低下する。そのため、第２均熱温度は３５０～４５０℃とする。また、第２均熱時間が３０秒未満ではベイナイト変態が十分に進行しないため、未変態のオーステナイトが多く残り、最終的にマルテンサイトが過剰に生成してしまい、穴広げ性が低下する。そのため、第２均熱時間は３０秒以上とする。また、マルテンサイトの体積分率を確保するという理由で第２均熱時間は３６００秒以下が好ましい。
　第４冷却は、第２均熱後に第４冷却停止温度：０～５０℃の条件で行われる。第４冷却は、積極的に冷却しない方法、例えば、放置による空冷であってもよい。
　調質圧延工程
　焼鈍工程後に、調質圧延を実施してもよい。調質圧延における伸長率の好ましい範囲は０．１％～２．０％である。
　なお、本発明の範囲内であれば、焼鈍工程において、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。さらに本冷延鋼板を電気めっきし、電気めっき鋼板としてもよい。これらのめっき鋼板も本発明の高強度冷延鋼板に含まれるものとする。
　以下、本発明の実施例を説明する。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製して鋳造してスラブを製造し、熱間圧延開始温度を１２５０℃、仕上げ圧延終了温度（表２のＦＤＴ）で熱間圧延を行い、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした。その圧延終了後１秒以内に、表２で示す第１平均冷却速度（表２の冷速１）で第１冷却停止温度（表２の冷停温１）まで冷却した後、第２平均冷却速度（表２の冷速２）で巻取り温度（表２のＣＴ）まで冷却し（この巻取り温度が第２冷却停止温度に相当）、その巻取り温度で巻取った。ついで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。その後、第１平均加熱速度が６４０℃／ｓ、第１加熱到達温度が３００℃の条件で第１加熱を行った。次いで、表２に示す第２平均加熱速度（表２のＣ２）で６８０℃（第２加熱到達温度）まで加熱した。次いで、第３平均加熱速度（表２のＣ３）で第１均熱温度（第３加熱到達温度でもある）まで加熱し、表２に示す第１均熱温度（表２の均温１）および第１均熱時間（表２の保持１）で第１均熱を行った。その後、第３平均冷却速度（表２の冷速３）で第３冷却停止温度（表２のＴａ）まで冷却し、その後、表２に示す第２均熱温度（表２のＴｂ）まで第４加熱し、表２に示す第２均熱温度および第２均熱時間（表２の保持２）で第２均熱を行い、最後に、室温（０～５０℃）まで冷却した。
　製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向から長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（１９９８））により、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、降伏比（ＹＲ）を測定した。
　伸びフランジ性に関しては、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、１０ｍｍφの穴を打抜き、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、４０％以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。
　耐遅れ破壊試験に関しては、得られた鋼板の圧延方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断および、端面を研削加工した試験片を用い、試験片をポンチ先端の曲率半径１０ｍｍで１８０°曲げ加工を施した。この曲げ加工を施した試験片に生じたスプリングバックをボルトにより内側間隔が２０ｍｍになるように締込み、試験片に応力を負荷したのち、２０℃、ｐＨ＝１の塩酸に浸漬し、破壊が生じるまでの時間を最長１００時間まで測定した。１００時間以内に試験片にき裂が生じないものを「良」とし、試験片にき裂が発生した場合は「不良」とした。
　鋼板のフェライト、マルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍、５０００倍の倍率で断面を観察し、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。フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から予め各々のフェライトおよびマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均結晶粒径（表中の平均粒径）として求めた。
　残留オーステナイトの体積分率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛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、ｐ．２６、６２－６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。
　また、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により、鋼板組織を観察し、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の鋼組織の種類を決定した。ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　測定した引張特性、穴広げ率、耐遅れ破壊特性、鋼板組織の測定結果を表３（表３－１と表３－２を合わせて表３とする。）に示す。
　表３に示す結果から、本発明例は何れも平均結晶粒径が２μｍ未満のフェライトを体積分率で１０～２５％、残留オーステナイトの体積分率が５～２０％、平均結晶粒径が２μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で５～１５％、残部に平均結晶粒径が５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、その結果、１１８０ＭＰａ以上の引張強さと、７０％以上の降伏比を確保しつつ、且つ、１７．５％以上の伸びと４０％以上の穴広げ率という良好な加工性が得られ、遅れ破壊特性評価試験において１００時間破壊が生じておらず優れた耐遅れ破壊特性を有することが確認された。一方、比較例は、鋼板組織が本発明範囲を満足せず、その結果、引張強さ、降伏比、伸び、穴広げ率、耐遅れ破壊特性の少なくとも１つの特性が劣る。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．２～２．５％、Ｍｎ：２．１～３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００２～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１０～２５％、残留オーステナイトを体積分率で５～２０％、平均結晶粒径が２μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で５～１５％以下を含有し、残部が平均結晶粒径５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織であり、フェライト以外の相の体積分率（Ｖ１）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（Ｖ２）の関係が下記の式（１）の条件を満たすミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
    ０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５　　　式（１）
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％以下及びＮｂ：０．０５％以下から選択される一種以上を含有する成分組成であ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. 　前記成分組成は、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、Ｃａ：０．００５０％以下及びＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有する成分組成であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有し１１５０～１３００℃の鋼スラブを、仕上げ圧延終了温度：８５０～９５０℃の条件で圧延を行い、前記圧延の終了後１秒以内に冷却を開始する、第１平均冷却速度：８０℃／ｓ以上、第１冷却停止温度：６５０℃以下の条件で第１冷却を行い、前記第１冷却後、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下の条件で冷却する第２冷却を行い、前記第２冷却後に巻取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後に必要に応じて酸洗を行う酸洗工程と、
    　前記熱間圧延工程後（酸洗工程を行う場合には前記酸洗工程後）に冷間圧延を行う冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後に、任意の第１平均加熱速度、第１加熱到達温度：２５０～３５０℃の条件で第１加熱を行い、前記第１加熱後に第２平均加熱速度：６～２５℃／ｓ、第２加熱到達温度：５５０～６８０℃の条件で第２加熱を行い、前記第２加熱後に第３平均加熱速度：１０℃／s以下、第３加熱到達温度：７６０～８５０℃の条件で第３加熱を行い、前記第３加熱後に第１均熱温度：７６０～８５０℃、第１均熱時間：３０秒以上の条件で第１均熱を行い、前記第１均熱後に第３平均冷却速度：３℃/s以上、第３冷却停止温度：１００～３００℃の条件で第３冷却を行い、前記第３冷却後に第４加熱到達温度：３５０～４５０℃の条件で第４加熱を行い、前記第４加熱後に第２均熱温度：３５０～４５０℃、第２均熱時間：３０秒以上の条件で第２均熱を行い、前記第２均熱後に第４冷却停止温度：０～５０℃の条件で第４冷却を行う焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
     
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