WO2016135793A1 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016135793A1
WO2016135793A1 PCT/JP2015/006346 JP2015006346W WO2016135793A1 WO 2016135793 A1 WO2016135793 A1 WO 2016135793A1 JP 2015006346 W JP2015006346 W JP 2015006346W WO 2016135793 A1 WO2016135793 A1 WO 2016135793A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
cooling
steel sheet
rolled steel
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/006346
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
克利 ▲高▼島
船川　義正
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to US15/553,753 priority Critical patent/US20180044751A1/en
Priority to MX2017010909A priority patent/MX2017010909A/es
Priority to KR1020177023460A priority patent/KR101986640B1/ko
Priority to CN201580076904.5A priority patent/CN107250406B/zh
Priority to EP15883093.5A priority patent/EP3263727B1/en
Priority to JP2016522816A priority patent/JP6044741B1/ja
Publication of WO2016135793A1 publication Critical patent/WO2016135793A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet and a method for producing the same, and particularly to a high-strength cold-rolled steel sheet suitable as a member for structural parts such as automobiles.
  • Patent Document 1 discloses that a cold-rolled steel sheet with controlled A 1 and A 3 transformation temperatures is recrystallized at a temperature equal to or higher than the A 3 transformation point by optimizing the addition amounts of steel components Ti, Nb, Mn, and Ni.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation and delayed fracture resistance, and a method for producing the same, by solving the problems of the prior art.
  • the present inventors have included a specific amount of Ti and / or Nb in order to improve elongation and delayed fracture resistance, and have a steel sheet structure of ferrite, tempered martensite, and non-recrystallized ferrite. It was found that the elongation and delayed fracture resistance can be improved by controlling the volume fraction of the steel sheet at a specific ratio and by refining the crystal grains of each steel sheet structure.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the inventors of the present invention have sufficiently increased the hardness of martensite by containing a specific amount of C in order to ensure a tensile strength (TS) of 1150 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • the present inventors have found that fine carbides of Ti and / or Nb contribute to improvement of delayed fracture resistance by functioning as hydrogen trap sites.
  • the fine carbides of Ti and / or Nb not only affect the hydrogen trap sites, but also increase the hardness of the ferrite, and thus increase the tensile strength (TS).
  • Ni 0.00.
  • [4] The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of [1] to [3], Steel slab, Finishing rolling finish temperature: Hot rolled at 850 to 950 ° C to form a hot rolled steel sheet, Start cooling the hot-rolled steel sheet within 1 second after the end of the hot rolling, Cooling to a primary cooling stop temperature of 600 to 700 ° C. at a first average cooling rate of 80 ° C./s or more as primary cooling, After cooling to a secondary cooling stop temperature of 620 ° C.
  • a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet that is maintained at a temperature of 100 to 250 ° C. for 120 to 1800 seconds as a second soaking temperature.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet refers to a cold-rolled steel sheet having a tensile strength (TS) of 1150 MPa or more.
  • delayed fracture refers to delayed fracture caused by hydrogen entering the member after the steel sheet is formed into the member.
  • the first to fourth average cooling rates refer to the values obtained by subtracting the cooling end temperature from the cooling start temperature in the first to fourth coolings and dividing by the cooling time. Further, the first and second average heating rates respectively indicate values obtained by subtracting the heating start temperature from the heating end temperature divided by the heating time.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength (TS) of 1150 MPa or more and high elongation and excellent formability associated therewith.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet has excellent delayed fracture resistance.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet can be obtained stably.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.16-0.30%, Si: 1.2-2.2%, Mn: 1.5-2.5%, P: 0 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.10% or less, N: 0.007% or less, further containing at least one of Ti and Nb, and Ti + Nb is 0.04 to Tempering with a volume fraction of 45 to 65% and an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less, with a composition of 0.15%, the balance being composed of Fe and inevitable impurities, and an average crystal grain size of 3 ⁇ m or less It has a composite structure containing martensite in a volume fraction of 35 to 55% and unrecrystallized ferrite having an average crystal grain size of 5 ⁇ m or less in a volume fraction of 5% or less (including 0%).
  • C 0.16-0.30%
  • C is an element effective for increasing the strength of the steel sheet, and contributes to the generation of the tempered martensite of the second phase in the present invention, and further increases the hardness of the tempered martensite.
  • the C content is less than 0.16%, it is difficult to increase the volume fraction of tempered martensite to 35% or more, and thus it is difficult to increase the tensile strength (TS) to 1150 MPa or more. Therefore, the C content is 0.16% or more.
  • the C content is 0.20% or more.
  • the C content is set to 0.30% or less.
  • the C content is 0.26% or less.
  • the second phase refers to a phase other than ferrite and includes tempered martensite. Further, this second phase may contain bainite, retained austenite, and pearlite.
  • Si 1.2-2.2% Si solidifies and strengthens ferrite. If the Si content is less than 1.2%, the tensile strength (TS) cannot be made 1150 MPa while the ferrite volume fraction is secured at 45 to 65%. Therefore, the Si content is 1.2% or more. Preferably, the Si content is 1.3% or more. On the other hand, when Si is contained in excess of 2.2%, rolling is performed in a mixed region of ferrite and austenite during hot rolling, so that the crystal grain size becomes coarse and sufficient elongation cannot be obtained. Therefore, the Si content is 2.2% or less. Preferably, the Si content is 2.0% or less.
  • Mn 1.5 to 2.5%
  • Mn is an element that contributes to high strength by facilitating the formation of the second phase while strengthening by solid solution.
  • Mn is an element that stabilizes austenite.
  • the Mn content is 1.5% or more.
  • Mn content is 2.5% or less.
  • the Mn content is 2.3% or less.
  • P 0.05% or less P contributes to high strength by solid solution strengthening.
  • the P content is 0.05% or less.
  • the P content is 0.04% or less.
  • the S content is 0.005% or less.
  • the S content is 0.004% or less.
  • the extremely low S content that makes the S content less than 0.0002% increases the steelmaking cost. Therefore, the S content is preferably 0.0002% or more.
  • Al 0.10% or less
  • Al is an element necessary for deoxidation, but even if Al is contained in an amount exceeding 0.10%, this deoxidation effect is saturated. Therefore, the Al content is set to 0.10% or less. Preferably, the Al content is 0.08% or less. On the other hand, in order to obtain this deoxidation effect, the Al content is preferably 0.01% or more.
  • N 0.007% or less N forms coarse nitrides and becomes a starting point in the vicinity of a crack of delayed fracture, which deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, it is necessary to suppress the N content. If the N content exceeds 0.007%, the desired delayed fracture resistance cannot be obtained. Therefore, the N content is 0.007% or less. Preferably, the N content is 0.005% or less.
  • Ti is an element that can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitrides. Further, Ti precipitates as TiC during annealing, respectively, raises the recrystallization temperature of the steel sheet, and austenite is generated from unrecrystallized processed ferrite during annealing, thereby remarkably refining the steel structure. . However, if the Ti content is less than 0.04%, not only this effect is small, but also the structure becomes uneven and the balance between tensile strength (TS) and elongation (El), which is the product of tensile strength and elongation, deteriorates. To do.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • the function as a hydrogen trap site is not sufficient, the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, at least one of Ti and Nb is contained, and when Ti is contained, the Ti content is 0.04% or more.
  • the Ti content exceeds 0.15%, not only the effect of refinement is saturated, but also coarse carbides that do not contribute to refinement and increase in strength remain after slab heating, so tensile strength and elongation The balance between tensile strength (TS) and elongation (El), which is the product of Therefore, at least one of Ti and Nb is contained, and when Ti is contained, the Ti content is 0.15% or less.
  • Nb is an element that can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitrides.
  • Nb precipitates as NbC during annealing, respectively, raises the recrystallization temperature of the steel sheet, and austenite is generated from unrecrystallized processed ferrite during annealing, thereby remarkably refining the steel structure.
  • the Nb content is less than 0.04%, this effect is not only small, but also the structure becomes non-uniform and the balance between tensile strength (TS) and elongation (El), which is the product of tensile strength and elongation, deteriorates. To do.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • At least one of Ti and Nb is contained, and when Nb is contained, the Nb content is 0.04% or more.
  • the Nb content exceeds 0.15%, not only the effect of refinement is saturated, but also coarse carbides that do not contribute to refinement or increase in strength remain after slab heating.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • Inevitable impurities include, for example, Sb, Sn, Zn, Co and the like.
  • the allowable ranges of these contents are Sb: 0.01% or less, Sn: 0.10% or less, Zn: 0.0. 01% or less, Co: 0.10% or less.
  • Sb 0.01% or less
  • Sn 0.10% or less
  • Zn 0.0. 01% or less
  • Co 0.10% 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.
  • B 0.010% or less B improves hardenability and contributes to high strength by facilitating the formation of the second phase. Therefore, B can be contained as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain B 0.0003% or more. On the other hand, even if B is contained in an amount exceeding 0.010%, the effect is saturated. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.010% or less. More preferably, the B content is 0.005% or less.
  • V 0.50% or less V forms fine carbonitrides and contributes to an increase in strength. Therefore, V can be contained as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain V 0.01% or more. On the other hand, even if a large amount of V is contained, the effect of increasing the strength exceeding 0.50% is small, and the alloy cost is also increased, so when V is contained, the V content is It is preferable to set it to 0.50% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element that contributes to increasing the strength by facilitating generation of the second phase, and can be contained as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.10% or more of Cr. On the other hand, when Cr is contained in excess of 0.50%, tempered martensite is excessively generated. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 0.50% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Mo is an element that contributes to high strength by facilitating the formation of the second phase, and further contributes to high strength by generating a part of carbide, and is contained as necessary. Can be made. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.05% or more of Mo. On the other hand, even if Mo is contained in an amount exceeding 0.50%, the effect is saturated. Therefore, when Mo is contained, the Mo 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 also contributes to strengthening by facilitating the formation of the second phase. Can do. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.05% or more of Cu. On the other hand, even if Cu is contained in an amount exceeding 0.50%, the effect is saturated and surface defects caused by Cu are likely to occur. Therefore, when Cu is contained, 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 facilitating the formation of the second phase. It can be included. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.05% or more of Ni. Further, when Ni is contained simultaneously with Cu, there is an effect of suppressing surface defects caused by Cu, which is effective when Cu is added. On the other hand, even if Ni is contained in an amount exceeding 0.50%, the effect is saturated. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably 0.50% or less.
  • Ca 0.0050% or less Ca can be contained as necessary because it spheroidizes the shape of the sulfide and contributes to the improvement of the adverse effect of the sulfide on elongation. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.0005% or more of Ca. On the other hand, when Ca is contained in excess of 0.0050%, the sulfide deteriorates bendability. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0050% or less.
  • REM 0.0050% or less REM, like Ca, spheroidizes the shape of the sulfide and contributes to the improvement of the adverse effect of the sulfide on elongation. Therefore, REM can be contained as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain REM 0.0005% or more. On the other hand, the effect is saturated even if it contains REM exceeding 0.0050%. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably 0.0050% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has ferrite and tempered martensite. Moreover, the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention may have non-recrystallized ferrite. Ferrite has an average grain size of 3 ⁇ m or less and a volume fraction in the range of 45 to 65%. Tempered martensite has an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less and a volume fraction in the range of 35 to 55%. Further, the non-recrystallized ferrite has an average crystal grain size of 5 ⁇ m or less and a volume fraction of 5% or less (including 0%). The volume fraction described here is the volume fraction with respect to the entire steel sheet, and so on.
  • the volume fraction of the ferrite is less than 45%, it is difficult to ensure the elongation of the steel sheet. Therefore, the lower limit of the volume fraction of ferrite is 45%.
  • the volume fraction of ferrite is greater than 50%. If the volume fraction of the ferrite is more than 65%, it is difficult to secure a tensile strength (TS) of 1150 MPa or more even if the tempered martensite is hardened. Therefore, the volume fraction of ferrite is 65% or less.
  • the volume fraction of ferrite is 60% or less.
  • the average crystal grain size of ferrite exceeds 3 ⁇ m, it is difficult to improve the tensile strength (TS) by refining the crystal grains. Therefore, the average crystal grain size of ferrite is 3 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of ferrite is 2.5 ⁇ m or less.
  • the volume fraction of the above tempered martensite is less than 35%, it is difficult to secure a tensile strength (TS) of 1150 MPa or more even if the hardness of the tempered martensite is increased, so the lower limit is made 35%.
  • TS tensile strength
  • the volume fraction of tempered martensite is more than 55%, tempered martensites are easily connected to each other, and sufficient elongation cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of tempered martensite is 55% or less.
  • the volume fraction of tempered martensite is 50% or less.
  • the average crystal grain size of tempered martensite exceeds 2 ⁇ m, the tempered martensite is connected to each other even if the volume fraction of the tempered martensite is 35 to 55%, and the elongation is lowered. Therefore, the average crystal grain size of tempered martensite is 2 ⁇ m or less. Preferably, the average crystal grain size of tempered martensite is 1.5 ⁇ m or less.
  • non-recrystallized ferrite may be generated depending on the annealing temperature and annealing time.
  • Unrecrystallized ferrite contributes to an increase in tensile strength (TS) due to the high dislocation density, but does not contribute to elongation. If the average crystal grain size of the non-recrystallized ferrite is 5 ⁇ m or less, the connection of the surrounding tempered martensite can be prevented. Therefore, the average crystal grain size of non-recrystallized ferrite is set to 5 ⁇ m or less. Further, if the volume fraction of non-recrystallized ferrite exceeds 5%, it becomes difficult to ensure elongation. Therefore, the volume fraction of non-recrystallized ferrite is set to 5% or less (including 0%). Preferably, the volume fraction of unrecrystallized ferrite is 3% or less, more preferably 1% or less.
  • residual austenite or pearlite may be generated in addition to ferrite, tempered martensite, and non-recrystallized ferrite. If the volume fraction and the average crystal grain size are satisfied, the object of the present invention can be achieved.
  • the total volume fraction of retained austenite and pearlite is preferably 3% or less in total.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention may have bainite. When it has bainite, it is preferable that the volume fraction of a retained austenite, pearlite, and bainite is 3% or less in total.
  • the composite structure of the steel plate described above can be observed using, for example, an SEM (scanning electron microscope). Specifically, first, a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished and then corroded with nital (alcohol solution containing nitric acid). Next, a tissue photograph at a magnification of 2000 times was taken with a scanning electron microscope, and a desired region was extracted from the obtained tissue photograph data by image analysis, and image analysis software (Image-Pro ver. 7 manufactured by Media Cybernetics Inc.) was extracted. ) Can be determined as ferrite, tempered martensite, non-recrystallized ferrite, pearlite, retained austenite or bainite.
  • the above desired volume fraction is measured by the point count method (according to ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio is calculated as the volume fraction. It can be.
  • the desired average crystal grain size can be obtained by calculating the equivalent circle diameter from a steel sheet structure photograph and averaging these values.
  • the desired volume fraction and average crystal grain size contain at least one of Ti and Nb and / or control the steel sheet structure after hot rolling. Can be adjusted.
  • a steel slab having the above composition (chemical component) is hot-rolled at a finish rolling finish temperature of 850 to 950 ° C. to form a hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet starts to be cooled, and is cooled to a primary cooling stop temperature of 600 to 700 ° C. at the first average cooling rate of 80 ° C./s or more as the primary cooling, and then the secondary cooling. After cooling to a secondary cooling stop temperature of 620 ° C.
  • the hot-rolled steel plate is wound, then cold-rolled to form a cold-rolled steel plate,
  • the continuous annealing After heating to 250 to 350 ° C., heating to 660 ° C. in the range of the first average heating rate of 5 to 25 ° C./s, and then at the second average heating rate of 10 ° C./s or less.
  • Heat to a temperature range of 680 to 750 ° C, and the first soaking temperature is 6 After maintaining at a temperature of 0 to 750 ° C. for 180 seconds or more, after cooling to the third cooling stop temperature of 650 to 720 ° C.
  • Cooling is performed at a fourth average cooling rate of ⁇ 1000 ° C./s to a fourth cooling stop temperature of 100 ° C. or less, and then maintained as a second soaking temperature at a temperature of 100 to 250 ° C. for 120 to 1800 seconds.
  • Hot rolling process In the hot rolling process, the cast steel slab having the above component composition (chemical component) is started to be hot rolled at 1150 to 1300 ° C. without being reheated or reheated to 1150 to 1300 ° C. Hot rolling can be started.
  • the steel slab to be used is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components, but can also be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • after manufacturing the steel slab after cooling to room temperature and then heating again, after charging the heating furnace as it is without cooling, without heating, or after heat retention
  • Energy-saving processes such as direct rolling and direct rolling, in which rolling is performed immediately or after casting, can be applied without problems.
  • Hot rolling start temperature 1150-1300 ° C
  • a steel slab can be roughly rolled first.
  • the hot rolling start temperature is lower than 1150 ° C., the rolling load increases and the productivity may decrease.
  • the hot rolling start temperature is higher than 1300 ° C., the heating cost may increase. Therefore, the hot rolling start temperature is preferably 1150 to 1300 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet starts to be cooled within 1 second after the finish rolling is finished, and firstly, a first average of 80 ° C./s or more as primary cooling. Cool to 600-700 ° C at the cooling rate.
  • the hot-rolled steel sheet After completion of finish rolling, TiC and / or NbC must be finely precipitated in order to obtain the effect of crystal grain refinement in the annealing process. Therefore, the hot-rolled steel sheet starts to be cooled within 1 second after finishing rolling, and reaches the primary cooling stop temperature of 600 to 700 ° C. at the first average cooling rate of 80 ° C./s or more as the primary cooling. Cooling. When the first average cooling rate is less than 80 ° C./s, ferrite transformation starts by primary cooling, so that the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet becomes inhomogeneous and a desired elongation cannot be obtained after annealing.
  • the primary cooling stop temperature is less than 600 ° C.
  • a low-temperature generation phase such as bainite is generated unevenly, so that sufficient elongation cannot be obtained after annealing.
  • the primary cooling stop temperature exceeds 700 ° C.
  • pearlite is excessively generated, the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet becomes inhomogeneous, the crystal grains become coarse, and the elongation after annealing decreases. Therefore, in the primary cooling after finish rolling, cooling is performed to a primary cooling stop temperature of 600 to 700 ° C. at a first average cooling rate of 80 ° C./s or more.
  • the primary cooling stop temperature is preferably 650 ° C. or higher.
  • Secondary cooling In the method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention, after the above-described primary cooling for the hot-rolled steel sheet, secondary cooling at 620 ° C. or less at a second average cooling rate of 5 ° C./s or more as secondary cooling. Cool to stop temperature.
  • the second average cooling rate: less than 5 ° C./s and / or the secondary cooling stop temperature: more than 620 ° C. TiC and / or NbC precipitated in the steel sheet are coarsened, and during annealing Since it does not contribute to the refinement of crystal grains, the elongation of the steel sheet decreases. Therefore, in the secondary cooling, the cooling is performed to the secondary cooling stop temperature of 620 ° C. or less at the second average cooling rate of 5 ° C./s or more.
  • the hot-rolled steel sheet is wound after the secondary cooling.
  • the coiling temperature exceeds 620 ° C.
  • TiC and / or NbC precipitated in the steel sheet may be coarsened and may not contribute to crystal grain refinement during annealing. Therefore, the upper limit of the winding temperature is preferably 620 ° C. More preferably, the winding temperature is 600 ° C. or lower.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited, but when the coiling temperature is less than 400 ° C, hard martensite is excessively generated and the cold rolling load increases, so that the temperature is preferably 400 ° C or higher.
  • the hot-rolled steel sheet can be pickled after the hot rolling step. It is preferable to remove the scale of the surface layer of the hot-rolled steel sheet by pickling.
  • the pickling method is not particularly limited, and may be carried out according to a conventional method.
  • Cold rolling process In the method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, after the pickling, cold rolling is performed by rolling into a cold-rolled sheet having a predetermined thickness to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling method is not particularly limited, and may be performed by a conventional method.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed after the cold rolling.
  • the annealing process it is necessary to cause recrystallization to proceed and to form ferrite and tempered martensite in the steel sheet structure in order to increase the strength. Therefore, in the annealing process, after heating to 250 to 350 ° C., heating to 660 ° C. within the range of the first average heating rate of 5 to 25 ° C./s, and then at the second average heating rate of 10 ° C./s or less. After heating to a temperature range of 680 to 750 ° C. and holding at a temperature of 680 to 750 ° C.
  • the fourth cooling is performed to the fourth cooling stop temperature of 100 ° C. or lower at the fourth average cooling rate of 100 to 1000 ° C./s as the fourth cooling, and then to the fourth soaking temperature of 100 Hold at a temperature of ⁇ 250 ° C. for 120-1800 seconds.
  • the heating method to a temperature of 250 to 350 ° C. at which recrystallization by annealing starts is not particularly limited, and may be performed according to a conventional method.
  • the heating here can be started from room temperature (0 to 35 ° C.).
  • the first average heating rate up to 660 ° C. is controlled after the above heating. This produces recrystallized ferrite nuclei before heating to the two-phase region, and recrystallized ferrite nuclei are made faster than the coarsening of the grains to grow grains and anneal. It is possible to refine the subsequent crystal grains.
  • the first average heating rate exceeds 25 ° C./s and heating is performed, recrystallization hardly progresses, excessive unrecrystallized ferrite remains in the final steel sheet structure, and elongation is insufficient.
  • the upper limit of the first average heating rate is 25 ° C./s.
  • the first average heating rate is set to less than 5 ° C./s, the ferrite becomes coarse and a predetermined average crystal grain size cannot be obtained. Therefore, the first average heating rate is 5 ° C./s or more. Preferably, the first average heating rate is 7 ° C./s or higher.
  • Fine ferrite is generated up to 660 ° C., and nucleation of austenite begins at a temperature at which Ac becomes 1 point or higher, that is, at a temperature that becomes a two-phase region.
  • the second average heating rate up to the first soaking temperature (680 to 750 ° C.) is set to 10 ° C./s or less so that the recrystallization is completed within a desired range.
  • the second average heating rate exceeds 10 ° C./s, nucleation of austenite is preferential, excessive non-recrystallized ferrite remains in the final steel sheet structure, and the ductility is insufficient, so the upper limit of the second average heating rate Is 10 ° C./s.
  • the lower limit of the second average heating rate is not particularly limited, but if it is less than 0.5 ° C./s, there is a concern that the ferrite becomes coarse. Therefore, the second average heating rate is preferably 0.5 ° C./s or more.
  • the first soaking temperature is a two-phase temperature range of ferrite and austenite. If it is less than 680 ° C., it does not reach the two-phase region, and a tensile strength (TS) of 1150 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the first soaking temperature is 680 ° C.
  • the first soaking temperature is higher than 750 ° C., the volume fraction of tempered martensite is increased and the tempered martensite is connected. Therefore, the first soaking temperature is set to 750 ° C. or lower.
  • the upper limit of the holding time at the first soaking temperature is not particularly limited, but is preferably set to 3600 seconds in order to suppress energy consumption due to holding at the first soaking temperature.
  • the tertiary cooling stop temperature in the tertiary cooling performed after holding at the first soaking temperature is less than 650 ° C. and / or the third average cooling rate is 1. If it is less than ° C./s, the volume fraction of ferrite increases and pearlite is generated excessively, so that a desired volume fraction cannot be obtained. On the other hand, if the tertiary cooling stop temperature exceeds 720 ° C., the volume fraction of ferrite decreases and sufficient elongation cannot be obtained. Therefore, as the third cooling, the cooling is performed to the third cooling stop temperature of 650 to 720 ° C.
  • the tertiary cooling stop temperature is preferably 720 ° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet is tempered.
  • This tempering treatment is performed in order to obtain tempered martensite with high toughness and prevent cracks and the like.
  • the tempering temperature is less than 100 ° C.
  • the toughness of the tempered martensite is insufficient, and there is a possibility of cracking.
  • the tempering temperature exceeds 250 ° C., not only the cost for reheating is increased, but also the tensile strength (TS) is lowered, and a desired effect may not be obtained. Therefore, in order to temper martensite, the tempering temperature (hereinafter also referred to as the second soaking temperature) is set to 100 to 250 ° C.
  • the holding time at the second soaking temperature (hereinafter also referred to as tempering time) is less than 120 seconds, the martensite is not sufficiently modified at the holding temperature, so that the moldability is improved. The effect cannot be expected.
  • the holding time at the second soaking temperature exceeds 1800 seconds, the softening of martensite proceeds excessively, so that a tensile strength (TS) of 1150 MPa or more cannot be obtained, and reheating is performed.
  • TS tensile strength
  • the holding time at the second soaking temperature is 120 to 1800 seconds. Note that the cooling method and speed after being held at the second soaking temperature are not limited.
  • temper rolling may be performed after annealing.
  • a preferred range of elongation 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.
  • a steel having the composition shown in Table 1 and the balance consisting of Fe and inevitable impurities is melted in a converter, made into a steel slab by a continuous casting method, cooled to room temperature, and then the obtained slab is reused.
  • the hot rolling start temperature is set to 1250 ° C.
  • hot rolling is performed at the finish rolling finish temperature (FDT) shown in Table 2, and a hot rolled steel sheet is formed, and then cooling is started at the cooling start time shown in Table 2.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the steel sheet structure was observed by SEM (scanning electron microscope), TEM (transmission electron microscope), FE-SEM (field emission scanning electron microscope), and the steel structure of ferrite, tempered martensite, unrecrystallized ferrite, The other types of steel structures were determined.
  • the volume fraction of ferrite, tempered martensite, and non-recrystallized ferrite in the steel sheet was 2,000 by using a SEM (scanning electron microscope) after corroding the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet and then corroding with 3% nital.
  • the image was observed at double magnification and obtained using Image-Pro from Media Cybernetics.
  • 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 grain size of ferrite, tempered martensite, and non-recrystallized ferrite is obtained by previously identifying the crystal grains of ferrite, tempered martensite, and non-recrystallized ferrite from the steel sheet structure photograph using the above-mentioned Image-Pro.
  • the area of each phase can be calculated by taking in the photograph, and the equivalent circle diameter was calculated and the values were averaged.
  • the average crystal grain size of the structure of bainite and retained austenite was obtained by calculating the equivalent circle diameter from the steel sheet structure photograph using the above-mentioned Image-Pro and averaging these values.
  • JIS No. 5 tensile test piece was taken from the direction perpendicular to the rolling direction to the longitudinal direction (tensile direction), and by tensile test (JIS Z2241 (1998)), tensile strength (TS), elongation (EL) was measured.
  • a test piece obtained by cutting the obtained cold-rolled steel sheet into 30 mm ⁇ 100 mm with the rolling direction as the longitudinal direction and grinding the end face is used, and the test piece is bent 180 ° with a curvature radius of 10 mm at the punch tip.
  • Table 3 shows the measurement results of the measured steel sheet structure, tensile strength (TS), elongation (EL), and delayed fracture resistance.
  • ferrite with an average crystal grain size of 3 ⁇ m or less is 45 to 65% in volume fraction
  • tempered martensite with an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less is 35 to 35%. It has a composite structure containing 55% and the balance of non-recrystallized ferrite having an average crystal grain size of 5 ⁇ m or less in a volume fraction of 5% or less.
  • TS tensile strength
  • Comparative Examples 12, 15, and 17 the average crystal grain size of ferrite exceeds 3.0 ⁇ m, the average crystal grain size of tempered martensite exceeds 2.0 ⁇ m, and the elongation (EL) is high. It was less than 15.0%. In Comparative Examples 13, 14, and 16, the average crystal grain size of the tempered martensite exceeded 2 ⁇ m, and the elongation (EL) was less than 15.0%. In Comparative Example 18, the volume fraction of unrecrystallized ferrite exceeded 5%, and the elongation (EL) was less than 15.0%.
  • Comparative Example 19 the average crystal grain size of tempered martensite exceeds 2 ⁇ m, the volume fraction of unrecrystallized ferrite exceeds 5%, the elongation (EL) is less than 15.0%, Inferior to delayed fracture characteristics.
  • Comparative Example 20 the volume fraction of ferrite is less than 45%, the average crystal grain size exceeds 3 ⁇ m, and the tempered martensite has a volume fraction of more than 55%.
  • the elongation (EL) was less than 15.0%, and the delayed fracture resistance was poor.
  • the volume fraction of ferrite is over 65%, the average crystal grain size is over 3 ⁇ m, and the volume fraction of tempered martensite is less than 35%, and the tensile strength ( TS) was less than 1150 MPa and elongation (EL) was less than 15.0%.
  • the volume fraction of ferrite was more than 65%, the tempered martensite was less than 35%, and the tensile strength (TS) was less than 1150 MPa.
  • the average crystal grain size of tempered martensite exceeded 2 ⁇ m, and the tensile strength (TS) was less than 1150 MPa.
  • the volume fraction of ferrite exceeds 65%
  • the average crystal grain size exceeds 3 ⁇ m
  • the volume fraction of tempered martensite is less than 35%
  • the tensile strength (TS) was less than 1150 MPa.
  • the tempered martensite has a volume fraction of over 55%, an average crystal grain size of over 2 ⁇ m, an elongation (EL) of less than 15.0%, and inferior delayed fracture resistance. It was.
  • Comparative Example 26 had a volume fraction of over 65%, an average crystal grain size of over 3 ⁇ m, and a tensile strength (TS) of less than 1150 MPa for ferrite.
  • the volume fraction of ferrite is less than 45%, and the tempered martensite has a volume fraction of more than 55%, an average crystal grain size of more than 2 ⁇ m, and an elongation (EL).
  • TS tensile strength

Abstract

　１１５０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、伸び、耐遅れ破壊特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。　質量％で、Ｃ：０．１６～０．３０％、Ｓｉ：１．２０～２．２０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、さらにＴｉおよびＮｂの少なくともいずれかを含有し、Ｔｉ＋Ｎｂが０．０４～０．１５％であり、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３μｍ以下のフェライトを体積分率で４５～６５％、平均結晶粒径が２μｍ以下の焼戻しマルテンサイトを体積分率で３５％～５５％、かつ、平均結晶粒径が５μｍ以下の未再結晶フェライトを５％以下（０％も含む）含む複合組織を有するようにする。

Description

高強度冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度冷延鋼板に関するものである。
　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燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。また、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も要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸びの特性に優れていることが求められる。また、引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ以上の鋼板は使用環境から浸入する水素による遅れ破壊（水素脆化）が懸念される。そのため、高強度の冷延鋼板には、プレス成形性（以下、単に成形性ともいう。）と耐遅れ破壊特性に優れる事が必要となる。
　従来、成形性と高強度を兼ね備えた高強度冷延鋼板として、フェライトおよびマルテンサイトの複合組織を有する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には、鋼成分のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｎｉの添加量の適正化により、Ａ１およびＡ３変態温度を制御した冷延鋼板をＡ３変態点以上の温度で再結晶焼鈍することにより平均結晶粒径が３．５μｍ以下の微細なフェライトを主体とする微細組織が得られ、強度と延性のバランスを表す引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）の積（ＴＳ×Ｅｌ）が１７０００ＭＰａ・％以上の冷延鋼板が提案されている。また、特許文献２には、質量％で０．０８％以上のＴｉを添加し、鋼組織がフェライトとマルテンサイトで構成され、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の局部延性に優れるＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法が提案されている。
特許第４９１１１２２号 特開２０１０－２３５９８９号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の技術では、マルテンサイトが面積率で３５％以下の鋼では効果が得られるものの、さらに引張強さ（ＴＳ）を高くするためにマルテンサイトが面積率で３５％を超えるようにした鋼では、γ単相域焼鈍時に連結した粗大なマルテンサイトが焼鈍後にも残存するので十分な微細化効果が得られず、高い延性（伸び）が得られない。さらに、特許文献２に記載の技術では、引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ以上の例も存在するが、複雑な形状のプレス成形が可能になる程の伸びには達していない。また、両文献とも耐遅れ破壊特性についての見解はなく、高強度化に伴い、例えば、自動車用の鋼板として使用される際、自然環境中からの水素侵入による遅れ破壊が懸念されるが、特許文献１、２に記載の技術では、自動車用鋼板として必要十分な要求は満足していない。
　このように、従来の引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、成形性に優れるような伸びを確保し、さらに耐遅れ破壊特性に優れるようにすることは困難であり、これらの特性（引張強さ、伸び、耐遅れ破壊特性）を十分に満足する鋼板は開発されていないのが実情である。
　そこで、本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解消し、伸び、耐遅れ破壊特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である。
　本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、伸びおよび耐遅れ破壊特性を向上させるためには、特定量のＴｉおよび／またはＮｂを含有させ、フェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライトの鋼板組織の体積分率を特定の比率で制御し、かつ、各鋼板組織の結晶粒を微細化することで、伸びおよび耐遅れ破壊特性を優れたものにすることができることを見出した。本発明は、上記の知見に立脚するものである。
　伸びを確保するためには軟質なフェライトの体積分率を増加させることが重要である。一方、１１５０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を確保するためには硬質なマルテンサイトの存在が必要である。しかし、マルテンサイトの体積分率が増加すると、マルテンサイト同士が連結してしまい、その結果、フェライトが孤立して（囲まれて）しまうことで、フェライトが十分に延性に寄与できない。この問題を解消するためにはマルテンサイト同士を連結させず、マルテンサイトを孤立させることが重要である。また、鋼板内に水素が浸入した際、転位密度の高いマルテンサイトの体積分率が高いと、そのマルテンサイト内やフェライトとマルテンサイトの界面でき裂進展速度が増加してしまい、耐遅れ破壊特性は低下する。
　そこで、本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、１１５０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を確保するために、特定量のＣを含有させることにより、マルテンサイトの硬度を十分に上げ、さらにＴｉおよび／またはＮｂを添加することで、フェライトおよびマルテンサイトの結晶粒を微細化して、焼戻しマルテンサイトの体積分率を制御し、マルテンサイト同士の連結を防ぐことで伸びを確保することに加えて、Ｔｉおよび／またはＮｂの微細炭化物を水素のトラップサイトとして機能させることで耐遅れ破壊特性の向上に寄与させることを見出した。Ｔｉおよび／またはＮｂの微細炭化物は水素のトラップサイトに影響するだけでなく、フェライトの硬度も上げるため、引張強さ（ＴＳ）の向上にも作用する。そして、焼鈍温度までの昇温速度を最適な条件にして加熱することで、結晶粒が微細化し、その効果により、伸び、耐遅れ破壊特性が向上することが明らかとなった。さらに、未再結晶フェライトが特定の体積分率以下であれば、伸びや耐遅れ破壊特性の劣化には影響はせずに強度を上昇させることを見出した。
　本発明は、このような知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１６～０．３０％、Ｓｉ：１．２～２．２％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、さらにＴｉおよびＮｂの少なくともいずれかを含有し、Ｔｉ＋Ｎｂが０．０４～０．１５％であり、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３μｍ以下のフェライトを体積分率で４５～６５％、平均結晶粒径が２μｍ以下の焼戻しマルテンサイトを体積分率で３５～５５％、かつ、平均結晶粒径が５μｍ以下の未再結晶フェライトを体積分率で５％以下（０％も含む）含む複合組織を有する高強度冷延鋼板。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０１０％以下を含有する前記［１］に記載の高強度冷延鋼板。
［３］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｖ：０．５０％以下、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、ＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有する前記［１］または［２］に記載の高強度冷延鋼板。
［４］前記［１］～［３］のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であり、
鋼スラブを、
仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃で熱間圧延して熱延鋼板となし、
前記熱間圧延終了後１秒以内に前記熱延鋼板に対し冷却を開始し、
１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６００～７００℃の１次冷却停止温度まで冷却し、
２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で６２０℃以下の２次冷却停止温度まで冷却した後に、
前記熱延鋼板を巻取り、
次いで冷間圧延し、冷延鋼板となし、
前記冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、
２５０～３５０℃まで加熱した後、
５～２５℃／ｓの第１平均加熱速度で６６０℃まで加熱し、
その後に１０℃／ｓ以下の第２平均加熱速度で６８０～７５０℃まで加熱し、
第１均熱温度として６８０～７５０℃の温度で１８０秒以上保持した後、
３次冷却として１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で６５０～７２０℃の３次冷却停止温度まで冷却した後に、
４次冷却として１００～１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下の４次冷却停止温度まで冷却し、
次いで第２均熱温度として１００～２５０℃の温度で１２０～１８００秒保持する高強度冷延鋼板の製造方法。
　本発明において、高強度冷延鋼板とは、引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ以上の冷延鋼板のことを指す。
　また、本発明において、遅れ破壊とは、鋼板を部材に成形加工した後に、部材に浸入する水素に起因した遅れ破壊のことを指す。
　また、本発明において、第１～第４平均冷却速度は、夫々、１～４次冷却における冷却開始温度から冷却終了温度を引いたものを冷却時間で割ったものを指す。また、第１、第２平均加熱速度は、夫々、加熱終了温度から加熱開始温度を引いたものを加熱時間で割ったものを指す。
　本発明によれば、１１５０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有するとともに、高い伸びとそれに伴う優れた成形性を有する高強度冷延鋼板を得ることができる。また、この高強度冷延鋼板は、優れた耐遅れ破壊特性を有する。本発明によれば、例えば、伸びが１５．０％以上、２５℃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、耐遅れ破壊特性が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、本発明について具体的に説明する。本発明の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１６～０．３０％、Ｓｉ：１．２～２．２％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、さらにＴｉおよびＮｂの少なくともいずれかを含有し、Ｔｉ＋Ｎｂが０．０４～０．１５％であり、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３μｍ以下のフェライトを体積分率で４５～６５％、平均結晶粒径が２μｍ以下の焼戻しマルテンサイトを体積分率で３５～５５％、かつ、平均結晶粒径が５μｍ以下の未再結晶フェライトを体積分率で５％以下（０％も含む）含む複合組織を有する。
　まず、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成の限定理由を説明する。以下において、成分の「％」表示は質量％を意味する。
　Ｃ：０．１６～０．３０％
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明における第２相の焼戻しマルテンサイトの生成に関しても寄与し、さらに焼戻しマルテンサイトの硬度を高くする。Ｃ含有量が０．１６％未満では、焼戻しマルテンサイトの体積分率を３５％以上にすることが難しいため、引張強さ（ＴＳ）を１１５０ＭＰａ以上にすることが困難である。そのため、Ｃ含有量は０．１６％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．２０％以上である。一方、Ｃを０．３０％超えで含有すると、焼戻しマルテンサイトの体積分率および硬度が高くなり、十分な伸びおよび耐遅れ破壊特性が得られない。そのため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．２６％以下である。
　なお、本発明において、上記の第２相は、フェライト以外の相のことを指し、焼戻しマルテンサイトが含まれる。また、この第２相には、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライトが含まれていても良い。
　Ｓｉ：１．２～２．２％
　Ｓｉはフェライトを固溶強化する。Ｓｉ含有量が１．２％未満であると、フェライトの体積分率を４５～６５％に確保しつつ、引張強さ（ＴＳ）を１１５０ＭＰａにすることができなくなる。そのため、Ｓｉ含有量は１．２％以上にする。好ましくは、Ｓｉ含有量は１．３％以上である。一方、Ｓｉを２．２％超えで含有すると、熱間圧延時にフェライトとオーステナイトの混在領域で圧延してしまうため、結晶粒径が粗大化し、十分な伸びが得られない。そのため、Ｓｉ含有量は２．２％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は２．０％以下である。
　Ｍｎ：１．５～２．５％
　Ｍｎは、固溶強化しつつ、第２相を生成しやすく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る。Ｍｎ含有量が１．５％未満であると、焼鈍時にオーステナイトの体積分率を所望のものとして、焼戻しマルテンサイトの体積分率を３５％以上に制御できなくなる。そのため、Ｍｎ含有量は１．５％以上にする。一方、Ｍｎを２．５％超えで含有すると、焼戻しマルテンサイトの体積分率が５５％超えになり、伸びが低下することに加え、水素が鋼板内に浸入した場合は、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２．５％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は２．３％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が、Ｐを０．０５％超えで含有すると、Ｐの粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化し、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０４％以下である。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓを０．００５％超えで含有すると、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、遅れ破壊のき裂起点となり、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００４％以下である。一方、特に下限は無いが、Ｓ含有量を０．０００２％未満にする極低Ｓ化は製鋼コストが上昇する。そのため、好ましくは、Ｓ含有量は０．０００２％以上である。
　Ａｌ：０．１０％以下
　Ａｌは脱酸に必要な元素であるが、Ａｌを０．１０％超えで含有しても、この脱酸効果は飽和する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０８％以下である。一方、この脱酸効果を得るために、Ａｌ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｎ：０．００７％以下
　Ｎは粗大な窒化物を形成し、遅れ破壊のき裂近傍の起点となり、耐遅れ破壊特性を劣化させることから、Ｎ含有量は抑える必要がある。Ｎ含有量が０．００７％超えで、所望の耐遅れ破壊特性が得られなくなる。そのため、Ｎ含有量は０．００７％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５％以下である。
　Ｔｉ、Ｎｂの少なくともいずれかを含有し、Ｔｉ＋Ｎｂが０．０４～０．１５％
　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。また、Ｔｉは、それぞれ焼鈍加熱中にＴｉＣとして析出し、鋼板の再結晶温度を上昇させて、焼鈍中に未再結晶の加工フェライトからオーステナイトが生成することにより、鋼組織を顕著に微細化する。しかし、Ｔｉ含有量が０．０４％未満ではこの効果が小さいばかりか、組織の不均一化を招いて引張強さと伸びの積である引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）のバランスが劣化する。さらに水素のトラップサイトとしての機能も十分でないため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、ＴｉおよびＮｂの少なくともいずれか一方は含有するようにし、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は、０．０４％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると、微細化の効果が飽和するばかりか、微細化にも強度上昇にも寄与しない粗大な炭化物がスラブ加熱後も残存するため、引張強さと伸びの積である引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）のバランスが劣化する。そのため、ＴｉおよびＮｂの少なくともいずれか一方は含有するようにし、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とする。
　また、Ｎｂも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。また、Ｎｂは、それぞれ焼鈍加熱中にＮｂＣとして析出し、鋼板の再結晶温度を上昇させて、焼鈍中に未再結晶の加工フェライトからオーステナイトが生成することにより、鋼組織を顕著に微細化する。しかし、Ｎｂ含有量が０．０４％未満ではこの効果が小さいばかりか、組織の不均一化を招いて引張強さと伸びの積である引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）のバランスが劣化する。さらに水素のトラップサイトとしての機能も十分でないため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、ＴｉおよびＮｂの少なくともいずれか一方は含有するようにし、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は、０．０４％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．１５％を超えると、微細化の効果が飽和するばかりか、微細化にも強度上昇にも寄与しない粗大な炭化物がスラブ加熱後も残存するため、引張強さと伸びの積である引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）のバランスが劣化する。そのため、ＴｉおよびＮｂの少なくともいずれか一方は含有するようにし、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は、０．１５％以下とする。
　上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。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：０．１０％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１０％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。
　また、本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を１種または２種以上含有しても良い。
　Ｂ：０．０１０％以下
　Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｂを０．０１０％超えで含有しても、その効果が飽和するため、Ｂを含有させる場合には、Ｂ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００５％以下である。
　Ｖ：０．５０％以下
　Ｖ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ため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、多量のＶを含有させても、０．５０％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ため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｃｒを０．１０％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｒを０．５０％超えで含有させると、過剰に焼戻しマルテンサイトが生成するため、Ｃｒを含有させる場合には、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、第２相を生成しやすく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、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮させるためには、Ｍｏを０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｏを０．５０％超えで含有させても、その効果が飽和する。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、固溶強化により高強度化に寄与し、また、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮させるためには、Ｃｕを０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｕを０．５０％超えで含有させても、その効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｕを含有させる場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　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、また、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮させるためには、Ｎｉを０．０５％以上含有させることが好ましい。また、Ｃｕと同時にＮｉを含有させると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があり、Ｃｕ添加時に有効である。一方、Ｎｉを０．５０％超えで含有させても、その効果が飽和するため、Ｎｉを含有させる場合には、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、硫化物の形状を球状化し、伸びへの硫化物の悪影響の改善に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｃａを０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａを０．００５０％超えで含有させると、その硫化物が曲げ性を劣化させる。そのため、Ｃａを含有させる場合には、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
　ＲＥＭ：０．００５０％以下
　ＲＥＭもＣａと同様に、硫化物の形状を球状化し、伸びへの硫化物の悪影響の改善に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、ＲＥＭを０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、ＲＥＭを０．００５０％超えで含有させても、その効果が飽和する。そのため、ＲＥＭを含有させる場合には、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の組織について詳細に説明する。本発明の高強度冷延鋼板は、フェライト、焼戻しマルテンサイトを有する。また、本発明の高強度冷延鋼板は、未再結晶フェライトを有していてもよい。フェライトは、平均結晶粒径が３μｍ以下であって、体積分率が４５～６５％の範囲にある。また、焼戻しマルテンサイトは、平均結晶粒径が２μｍ以下であって、体積分率が３５～５５％の範囲にある。さらに、未再結晶フェライトは、平均結晶粒径が５μｍ以下であって、体積分率が５％以下（０％も含む）である。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。
　上記のフェライトの体積分率が４５％未満であると、鋼板の伸びの確保が困難になる。そのため、フェライトの体積分率の下限は４５％とする。好ましくは、フェライトの体積分率は５０％超えである。また、上記のフェライトの体積分率が６５％超えであると、焼戻しマルテンサイトを硬くしても１１５０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を確保することが困難である。そのため、フェライトの体積分率は６５％以下である。好ましくは、フェライトの体積分率は６０％以下である。また、フェライトの平均結晶粒径が３μｍ超えでは、結晶粒微細化による引張強さ（ＴＳ）の向上が困難である。そのため、フェライトの平均結晶粒径は３μｍ以下とする。好ましくは、フェライトの平均結晶粒径は２．５μｍ以下である。
　上記の焼戻しマルテンサイトの体積分率が３５％未満では、焼戻しマルテンサイトの硬度を上昇させても１１５０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）の確保が困難であるため、その下限は３５％とする。一方、焼戻しマルテンサイトの体積分率が５５％超えであると、焼戻しマルテンサイト同士が連結しやすくなり、十分な伸びが得られない。そのため、焼戻しマルテンサイトの体積分率は５５％以下である。好ましくは、焼戻しマルテンサイトの体積分率は５０％以下である。また、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍ超えでは、焼戻しマルテンサイトの体積分率を３５～５５％にしても焼戻しマルテンサイト同士が連結してしまい、伸びが低下する。そのため、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は２μｍ以下とする。好ましくは、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は１．５μｍ以下である。
　また、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有させる影響で、焼鈍温度と焼鈍時間によっては未再結晶フェライトが生成する場合がある。未再結晶フェライトは転位密度の高さから、引張強さ（ＴＳ）の上昇に寄与するが、伸びには寄与しない。未再結晶フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であれば、周囲の焼戻しマルテンサイトの連結を防止できる。そのため、未再結晶フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下とする。また、未再結晶フェライトの体積分率が５％を超えると、伸びの確保が困難となる。そのため、未再結晶フェライトの体積分率は５％以下（０％も含む）とする。好ましくは、未再結晶フェライトの体積分率は３％以下であり、より好ましくは１％以下である。
　また、本発明の高強度冷延鋼板では、フェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライト以外に、残留オーステナイトもしくはパーライトが生成される場合があるが、上記のフェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライトの体積分率、平均結晶粒径が満足されれば、本発明の目的を達成できる。ただし、残留オーステナイトおよびパーライトの体積分率は、合計で３％以下が好ましい。また、本発明の高強度冷延鋼板は、ベイナイトを有していてもよい。ベイナイトを有する場合、残留オーステナイト、パーライトおよびベイナイトの体積分率が合計で３％以下であることが好ましい。
　なお、上述した鋼板の複合組織は、例えば、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察することができる。具体的には、まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ナイタール（硝酸を含有するアルコール液）で腐食させる。次いで、走査型電子顕微鏡にて倍率２０００倍の組織写真を撮影し、得られた組織写真データにおいて所望の領域を画像解析により抽出し、画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製、Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　ｖｅｒ．７）を用い、フェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライト、パーライト、残留オーステナイトまたはベイナイトと判定することができる。
　フェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライトについて、上記の所望の体積分率は、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することができる。また、フェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライトについて、上記の所望の平均結晶粒径は、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ることができる。
　フェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライトについて、上記の所望の体積分率、平均結晶粒径は、ＴｉおよびＮｂの少なくともいずれかを含有すること、および／または熱間圧延後の鋼板組織を制御することにより調整できる。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記成分組成（化学成分）を有する鋼スラブを、仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃で熱間圧延して熱延鋼板となし、熱間圧延終了後１秒以内に熱延鋼板に対し冷却を開始し、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６００～７００℃の１次冷却停止温度まで冷却し、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で６２０℃以下の２次冷却停止温度まで冷却した後に、熱延鋼板を巻取り、次いで冷間圧延し、冷延鋼板となし、冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、２５０～３５０℃まで加熱した後、５～２５℃／ｓの第１平均加熱速度の範囲で６６０℃まで加熱し、その後に１０℃／ｓ以下の第２平均加熱速度で６８０～７５０℃の温度域まで加熱し、第１均熱温度として６８０～７５０℃の温度で１８０秒以上保持した後、３次冷却として１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で６５０～７２０℃の３次冷却停止温度まで冷却したのち、４次冷却として１００～１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下の４次冷却停止温度まで冷却し、次いで第２均熱温度として１００～２５０℃の温度で１２０～１８００秒保持する。
　［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、上記成分組成（化学成分）を有する鋳造後の鋼スラブを、再加熱することなく１１５０～１３００℃で熱間圧延を開始するか、もしくは１１５０～１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始することができる。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。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、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　（熱間圧延開始温度：１１５０～１３００℃）
　熱間圧延では、まず鋼スラブを粗圧延することができる。熱間圧延開始温度は、１１５０℃よりも低くなると圧延負荷が増大し生産性が低下する場合がある。一方、熱間圧延開始温度は、１３００℃より高い場合は加熱コストが増大する場合がある。そのため、熱間圧延開始温度は、１１５０～１３００℃とすることが好ましい。
　（仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃）
　熱間圧延では、鋼スラブを、粗圧延した後、仕上げ圧延し、熱延鋼板を得ることができる。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、焼鈍後の伸びを向上させる。仕上げ圧延の終了温度が８５０℃未満であると、オーステナイト単相域にて熱間圧延を終了することができなくなる。一方、仕上げ圧延の終了温度が９５０℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後に十分な特性が得られなくなる。そのため、仕上げ圧延の終了温度は８５０～９５０℃とする。
　（１次冷却）
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、熱延鋼板に対し、上記の仕上げ圧延の終了後１秒以内に冷却を開始し、まず、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６００～７００℃まで冷却する。
　仕上げ圧延終了後、焼鈍工程における結晶粒の微細化の効果を得るために、ＴｉＣおよび／またはＮｂＣを微細に析出させる必要がある。そのために、熱延鋼板に対し、仕上げ圧延の終了後１秒以内に冷却を開始し、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６００～７００℃の１次冷却停止温度まで冷却する。第１平均冷却速度が８０℃／ｓ未満では、１次冷却でフェライト変態が開始するため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後に所望の伸びが得られない。また、１次冷却停止温度が６００℃未満ではベイナイトなどの低温生成相が不均一に生成するため、焼鈍後に十分な伸びが得られない。一方で、１次冷却停止温度が７００℃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、結晶粒が粗大化し、焼鈍後の伸びが低下する。そのため、仕上げ圧延後の１次冷却では、８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６００～７００℃の１次冷却停止温度まで冷却する。１次冷却停止温度は、好ましくは６５０℃以上である。
　（２次冷却）
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、熱延鋼板に対し、上記の１次冷却の後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で６２０℃以下の２次冷却停止温度まで冷却する。この２次冷却において、第２平均冷却速度：５℃／ｓ未満および／または２次冷却停止温度：６２０℃超の冷却では、鋼板内に析出するＴｉＣおよび／またはＮｂＣが粗大化し、焼鈍時の結晶粒の微細化に寄与しなくなるため、鋼板の伸びが低下する。そのため、２次冷却では、５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で６２０℃以下の２次冷却停止温度まで冷却する。
　（巻取り）
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の２次冷却の後に、熱延鋼板の巻取りを行う。巻取り温度が６２０℃超では、鋼板内に析出するＴｉＣおよび／またはＮｂＣが粗大化し、焼鈍時の結晶粒微細化に寄与しない場合がある。そのため、巻取り温度の上限は６２０℃とすることが好ましい。より好ましくは、巻取り温度は６００℃以下である。巻取り温度の下限も特に限定されないが、巻取り温度が４００℃未満になると、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ため、４００℃以上とすることが好ましい。
　［酸洗工程］
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の熱間圧延工程後、熱延鋼板に酸洗を実施することができる。酸洗により、熱延鋼板表層のスケールを除去することが好ましい。酸洗方法は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
　［冷間圧延工程］
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の酸洗後、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延を行い、冷延鋼板を得る。冷間圧延方法は特に限定されず、常法で実施すればよい。
　［焼鈍工程］
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の冷間圧延後、冷延鋼板に焼鈍を行う。焼鈍工程においては、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フェライト、焼戻しマルテンサイトを形成させる必要がある。そのために、焼鈍工程では２５０～３５０℃まで加熱した後、５～２５℃／ｓの第１平均加熱速度の範囲で６６０℃まで加熱し、その後に１０℃／ｓ以下の第２平均加熱速度で６８０～７５０℃の温度域まで加熱し、第１均熱温度として６８０～７５０℃の温度で１８０秒以上保持した後、３次冷却として１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で６５０～７００℃の３次冷却停止温度まで冷却したのち、４次冷却として１００～１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下の４次冷却停止温度まで冷却し、次いで第２均熱温度として１００～２５０℃の温度で１２０～１８００秒保持する。
　（２５０～３５０℃まで加熱）
　焼鈍による再結晶が開始する２５０～３５０℃の温度までの加熱方法は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。なお、ここでの加熱は、室温（０～３５℃）から開始することができる。
　（６６０℃までの第１平均加熱速度：５～２５℃／ｓ）
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法の焼鈍工程においては、上記の加熱後、６６０℃までの第１平均加熱速度を制御する。これにより、２相域に加熱される前まで、再結晶のフェライトの核を生成させ、かつ再結晶のフェライトの核の生成を、核の粗大化よりも早めて、粒を成長させて、焼鈍後の結晶粒を微細化することが可能である。第１平均加熱速度を２５℃／ｓ超えにして加熱すると、再結晶が進行しにくくなり、最終的な鋼板組織に未再結晶フェライトが過剰に残り、伸びが不足する。そのため、第１平均加熱速度の上限は２５℃／ｓとする。また、第１平均加熱速度を５℃／ｓ未満にして加熱すると、フェライトが粗大化して所定の平均結晶粒径が得られない。そのため、第１平均加熱速度は、５℃／ｓ以上とする。好ましくは、第１平均加熱速度は７℃／ｓ以上である。
　（第１均熱温度（６８０～７５０℃）までの第２平均加熱速度：１０℃／ｓ以下）
　６６０℃までは微細なフェライトが生成し、Ａｃ１点以上となった温度で、すなわち、２相域となる温度で、オーステナイトの核生成がはじまる。６６０℃までの加熱後は、再結晶化を所望の範囲で終了させるように、第１均熱温度（６８０～７５０℃）までの第２平均加熱速度を１０℃／ｓ以下とする。第２平均加熱速度が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フェライトが過剰に残り、延性が不足するため、第２平均加熱速度の上限は１０℃／ｓとする。第２平均加熱速度の下限は特に制限されないが、０．５℃／ｓ未満ではフェライトが粗大化する懸念がある。そのため、第２平均加熱速度は０．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　（第１均熱温度（保持温度）：６８０～７５０℃）
　第１均熱温度はフェライトとオーステナイトの２相域の温度域である。６８０℃未満では２相域まで到達せず、１１５０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を得られない。そのため、第１均熱温度の下限は６８０℃とする。第１均熱温度が７５０℃超えであると、焼戻しマルテンサイトの体積分率が高くなり、焼戻しマルテンサイトが連結する。そのため、第１均熱温度は７５０℃以下とする。
　（第１均熱温度での保持時間：１８０秒以上）
　上記の第１均熱温度：６８０～７５０℃において、再結晶の進行および一部のオーステナイト変態をさせるため、保持時間は１８０秒以上必要である。第１均熱温度での保持時間が１８０秒未満では、未再結晶フェライトが多くなり、伸びが低下する。第１均熱温度での保持時間の上限は特に限定されないが、第１均熱温度での保持によるエネルギー消費を抑制するため、３６００秒とすることが好ましい。
　（３次冷却）
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の第１均熱温度での保持後に行われる３次冷却での３次冷却停止温度が６５０℃未満および／または第３平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、フェライトの体積分率が増加し、パーライトが過剰に生成してしまうため、所望の体積分率を得られない。一方、３次冷却停止温度が７２０℃超えであると、フェライトの体積分率が減少し、十分な伸びが得られない。そのため、この３次冷却としては、１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で６５０～７２０℃の３次冷却停止温度まで冷却する。また、上記の第３平均冷却速度は、ＣおよびＭｎをオーステナイト中に十分濃化させることができるように、１００℃／ｓ以下であることが好ましい。３次冷却停止温度は、好ましくは７２０℃以下である。
　（４次冷却）
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の３次冷却後に行われる４次冷却において、第４平均冷却速度を１００℃／ｓ未満にして冷却すると、ベイナイトおよび残留オーステナイトが過剰に生成してしまうため、所望の体積分率が得られない。一方、第４平均冷却速度が１０００℃／ｓより大きくなると、冷却による鋼板の収縮割れが生じるおそれがある。また、４次冷却停止温度が１００℃超えであると、十分にマルテンサイト変態しないため、引張強さ（ＴＳ）が不足する。そのため、この４次冷却としては、１００～１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下の４次冷却停止温度まで冷却する。なお、４次冷却としては、水焼入れを行うことが好ましい。
　（焼戻し）
　上記の４次冷却後、冷延鋼板に焼戻し処理を行う。この焼戻し処理は、高靭性の焼戻しマルテンサイトを得て、置き割れなどを防止するために行う。焼戻し温度が１００℃未満では、焼戻しマルテンサイトの靭性が不十分で置き割れの可能性がある。一方、焼戻し温度が２５０℃を超えると、再加熱のためのコスト増につながるだけでなく、引張強さ（ＴＳ）の低下を招き、所望の効果を得ることができない場合がある。よって、マルテンサイトを焼戻すため、焼戻し温度（以下では、第２均熱温度とも記す。）は１００～２５０℃とする。
　また、第２均熱温度での保持時間（以下では、焼戻し時間とも記す。）が１２０秒に満たないと、保持温度におけるマルテンサイトの改質化が十分には生じないため、成形性の向上効果が期待できない。一方、第２均熱温度での保持時間が１８００秒を超えると、マルテンサイトの軟質化が過度に進行することにより、１１５０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を得られなくなることに加え、再加熱時間の増加により製造コストの増加を招く。そのため、第２均熱温度での保持時間は１２０～１８００秒とする。なお、第２均熱温度で保持した後の冷却手法および速度については限定されることはない。
　また、焼鈍後に調質圧延を実施しても良い。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良い。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良い。
　以下、本発明の実施例について説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとし、室温まで冷却したその後、得られたスラブを再加熱し、熱間圧延開始温度を１２５０℃として、表２に示す仕上げ圧延の終了温度（ＦＤＴ）で熱間圧延を行い、熱延鋼板とした後、表２に示す冷却開始時間で冷却を開始し、表２で示す条件で、１次冷却として第１平均冷却速度（冷速１）で１次冷却停止温度（Ｔｑ１）まで冷却した後（１次冷却）、第２平均冷却速度（冷速２）で２次冷却停止温度（Ｔｑ２、巻取り温度（ＣＴ））まで冷却し（２次冷却）、該巻取り温度（ＣＴ）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、冷延鋼板を製造した。
　その後、室温（２５℃）から３００℃まで加熱し、表２に示す第１平均加熱速度（Ｃ１）で６６０℃まで加熱し、表２に示す、第２平均加熱温度（Ｃ２）で均熱温度まで加熱し、表２に示す第１均熱温度および第１均熱時間（第１保持時間）で焼鈍した後、表２に示す第３平均冷却速度（冷速３）で３次冷却停止温度（Ｔｑ３）まで冷却し（３次冷却）、その後、表２に示す第４平均冷却速度（冷速４）で４次冷却停止温度（Ｔｑ４）まで冷却し（４次冷却）、その後、表２に示す焼戻し温度（第２均熱温度）まで加熱し、表２に示す焼戻し時間（第２保持時間）で保持し、室温まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　鋼板組織は、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）により観察し、フェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライトの鋼組織、また、これら以外の鋼組織の種類を決定した。
　鋼板のフェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライトの体積分率は、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倍の倍率で観察し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて求めた。具体的には、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、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から、予め各々のフェライト、焼戻しマルテンサイト、未再結晶フェライトの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、それらの値を平均して求めた。また、ベイナイト、残留オーステナイトの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。
　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、引張強さ（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。
　耐遅れ破壊特性としては、得られた冷延鋼板の圧延方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断し、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、２５℃、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○とし、試験片にき裂が発生した場合は×とした。
　測定した、鋼板組織、引張強さ（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、耐遅れ破壊特性の測定結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　表３に示す結果から、本発明例は何れも平均結晶粒径が３μｍ以下のフェライトを体積分率で４５～６５％、平均結晶粒径が２μｍ以下の焼戻しマルテンサイトを体積分率で３５～５５％、残部に平均結晶粒径が５μｍ以下の未再結晶フェライトを体積分率で５％以下を含む複合組織を有し、その結果、１１５０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）と１５．０％以上の伸び（ＥＬ）という良好な成形性が得られ、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１２、１５、１７は、フェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超えており、また、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２．０μｍを超えており、伸び（ＥＬ）が１５．０％未満であった。また、比較例１３、１４、１６は、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、伸び（ＥＬ）が１５．０％未満であった。比較例１８は、未再結晶フェライトの体積分率が５％を超えており、伸び（ＥＬ）が１５．０％未満であった。
　比較例１９は、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、未再結晶フェライトの体積分率が５％を超えており、伸び（ＥＬ）が１５．０％未満であり、耐遅れ破壊特性に劣っていた。比較例２０は、フェライトについて、体積分率が４５％未満であり、平均結晶粒径が３μｍを超えており、また、焼戻しマルテンサイトについて、体積分率が５５％超えであり、平均結晶粒径が２μｍを超えており、伸び（ＥＬ）が１５．０％未満であり、耐遅れ破壊特性に劣っていた。
　比較例２１は、フェライトについて、体積分率が６５％超えであり、平均結晶粒径が３μｍを超えており、また、焼戻しマルテンサイトについて、体積分率が３５％未満であり、引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ未満であり、伸び（ＥＬ）が１５．０％未満であった。比較例２２は、フェライトについて、体積分率が６５％超えであり、また、焼戻しマルテンサイトについて、体積分率が３５％未満であり、引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ未満であった。比較例２３は、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ未満であった。
　比較例２４は、フェライトについて、体積分率が６５％超えであり、平均結晶粒径が３μｍを超えており、また、焼戻しマルテンサイトについて、体積分率が３５％未満であり、引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ未満であった。比較例２５は、焼戻しマルテンサイトについて、体積分率が５５％超えであり、平均結晶粒径が２μｍを超えており、伸び（ＥＬ）が１５．０％未満であり、耐遅れ破壊特性に劣っていた。
　比較例２６は、フェライトについて、体積分率が６５％超えであり、平均結晶粒径が３μｍを超えており、引張強さ（ＴＳ）が１１５０ＭＰａ未満であった。比較例２７は、フェライトの体積分率が４５％未満であり、また、焼戻しマルテンサイトについて、体積分率が５５％を超えており、平均結晶粒径が２μｍを超えており、伸び（ＥＬ）が１５．０％未満であり、耐遅れ破壊特性に劣っていた。
　比較例２８、２９は、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、伸び（ＥＬ）が１５．０％未満であり、耐遅れ破壊特性に劣っていた。
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１６～０．３０％、Ｓｉ：１．２～２．２％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、さらにＴｉおよびＮｂの少なくともいずれかを含有し、Ｔｉ＋Ｎｂが０．０４～０．１５％であり、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３μｍ以下のフェライトを体積分率で４５～６５％、平均結晶粒径が２μｍ以下の焼戻しマルテンサイトを体積分率で３５～５５％、かつ、平均結晶粒径が５μｍ以下の未再結晶フェライトを体積分率で５％以下（０％も含む）含む複合組織を有する高強度冷延鋼板。
  2. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０１０％以下を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｖ：０．５０％以下、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、ＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される１種以上を含有する請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であり、
    鋼スラブを、
    仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃で熱間圧延して熱延鋼板となし、
    前記熱間圧延終了後１秒以内に前記熱延鋼板に対し冷却を開始し、
    １次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６００～７００℃の１次冷却停止温度まで冷却し、
    ２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で６２０℃以下の２次冷却停止温度まで冷却した後に、
    前記熱延鋼板を巻取り、
    次いで冷間圧延し、冷延鋼板となし、
    前記冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、
    ２５０～３５０℃まで加熱した後、
    ５～２５℃／ｓの第１平均加熱速度で６６０℃まで加熱し、
    その後に１０℃／ｓ以下の第２平均加熱速度で６８０～７５０℃まで加熱し、
    第１均熱温度として６８０～７５０℃の温度で１８０秒以上保持した後、
    ３次冷却として１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で６５０～７２０℃の３次冷却停止温度まで冷却した後に、
    ４次冷却として１００～１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下の４次冷却停止温度まで冷却し、
    次いで第２均熱温度として１００～２５０℃の温度で１２０～１８００秒保持する高強度冷延鋼板の製造方法。
     
     
PCT/JP2015/006346 2015-02-27 2015-12-21 高強度冷延鋼板およびその製造方法 WO2016135793A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US15/553,753 US20180044751A1 (en) 2015-02-27 2015-12-21 High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same (as amended)
MX2017010909A MX2017010909A (es) 2015-02-27 2015-12-21 Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
KR1020177023460A KR101986640B1 (ko) 2015-02-27 2015-12-21 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
CN201580076904.5A CN107250406B (zh) 2015-02-27 2015-12-21 高强度冷轧钢板及其制造方法
EP15883093.5A EP3263727B1 (en) 2015-02-27 2015-12-21 High-strength cold-rolled steel plate and method for producing same
JP2016522816A JP6044741B1 (ja) 2015-02-27 2015-12-21 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015038507 2015-02-27
JP2015-038507 2015-02-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016135793A1 true WO2016135793A1 (ja) 2016-09-01

Family

ID=56788005

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/006346 WO2016135793A1 (ja) 2015-02-27 2015-12-21 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20180044751A1 (ja)
EP (1) EP3263727B1 (ja)
JP (1) JP6044741B1 (ja)
KR (1) KR101986640B1 (ja)
CN (1) CN107250406B (ja)
MX (1) MX2017010909A (ja)
WO (1) WO2016135793A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018176904A1 (zh) * 2017-03-29 2018-10-04 刘浩 一种高硬度精密雕刻刀模
WO2020110795A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019003445A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
JP6687171B1 (ja) * 2018-07-18 2020-04-22 日本製鉄株式会社 鋼板
KR102109271B1 (ko) * 2018-10-01 2020-05-11 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20220024957A (ko) * 2019-07-31 2022-03-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판, 고강도 부재 및 그것들의 제조 방법
CN115852268A (zh) * 2022-12-28 2023-03-28 广东省科学院新材料研究所 高强度耐腐蚀抗裂钢及其制备方法和应用

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010106323A (ja) * 2008-10-30 2010-05-13 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2011111675A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2011111671A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2012012642A (ja) * 2010-06-30 2012-01-19 Jfe Steel Corp 延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2013104113A (ja) * 2011-11-15 2013-05-30 Jfe Steel Corp 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2014080665A (ja) * 2012-10-18 2014-05-08 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板およびその製造方法
US20140147329A1 (en) * 2012-11-28 2014-05-29 Hyun Jo Jun High silicon bearing dual phase steels with improved ductility

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4911122A (ja) 1972-05-30 1974-01-31
JP5359168B2 (ja) * 2008-10-08 2013-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010235989A (ja) 2009-03-30 2010-10-21 Nisshin Steel Co Ltd 耐溶融金属脆化特性に優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法
JP4977185B2 (ja) * 2009-04-03 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5829977B2 (ja) * 2012-06-05 2015-12-09 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5630475B2 (ja) * 2012-07-17 2014-11-26 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010106323A (ja) * 2008-10-30 2010-05-13 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2011111675A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2011111671A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2012012642A (ja) * 2010-06-30 2012-01-19 Jfe Steel Corp 延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2013104113A (ja) * 2011-11-15 2013-05-30 Jfe Steel Corp 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2014080665A (ja) * 2012-10-18 2014-05-08 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板およびその製造方法
US20140147329A1 (en) * 2012-11-28 2014-05-29 Hyun Jo Jun High silicon bearing dual phase steels with improved ductility

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018176904A1 (zh) * 2017-03-29 2018-10-04 刘浩 一种高硬度精密雕刻刀模
WO2020110795A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6780804B1 (ja) * 2018-11-29 2020-11-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
MX2017010909A (es) 2017-11-24
JP6044741B1 (ja) 2016-12-14
KR20170107056A (ko) 2017-09-22
CN107250406B (zh) 2019-11-15
CN107250406A (zh) 2017-10-13
US20180044751A1 (en) 2018-02-15
EP3263727A1 (en) 2018-01-03
JPWO2016135793A1 (ja) 2017-04-27
EP3263727A4 (en) 2018-01-03
EP3263727B1 (en) 2020-04-15
KR101986640B1 (ko) 2019-06-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6252713B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5896086B1 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6172298B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5896085B1 (ja) 材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5991450B1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR101638719B1 (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5821911B2 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6237962B1 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP5003785B2 (ja) 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP6044741B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101569977B1 (ko) 가공성이 우수한 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
WO2012063969A1 (ja) 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101561358B1 (ko) 딥 드로잉성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법
EP3009527A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP5569657B2 (ja) 耐時効性に優れた鋼板およびその製造方法
WO2013088666A1 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法
WO2016024371A1 (ja) 高強度鋼板の製造方法
JP5141235B2 (ja) 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4752522B2 (ja) 深絞り用高強度複合組織型冷延鋼板の製造方法
JP2018502992A (ja) 成形性に優れた複合組織鋼板及びその製造方法
JP2022540208A (ja) 高強度鋼板及びこの製造方法
JP5151227B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016522816

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

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

Ref document number: 15883093

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015883093

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177023460

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2017/010909

Country of ref document: MX

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15553753

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE