WO2016147550A1 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

　質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１００％、Ｓｉ：０．５０～０．７０％、Ｍｎ：２．４０～２．８０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０２０～０．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｓｂ：０．００５～０．０１５％、Ｃａ：０．００１５％以下、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～５．００％、Ｃｕ：０．０１～５．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面から板厚１／４位置において、面積率が３０％以上のフェライト相と、面積率の合計が４０～６５％のベイナイト相とマルテンサイト相のグループから選択された少なくとも一つの相と、面積率が５％以下のセメンタイトを有し、鋼板表面から板厚５０μｍ位置において、面積率が４０～５５％であるフェライト相を有する引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法。

Description

高強度冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度冷延鋼板は曲げ加工性に優れ、自動車部品等の用途に好適である。
　近年、地球環境保全の観点からＣＯ２などの排気ガスを低減する試みが進められている。自動車産業では車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排気ガス量を低下させる対策が図られている。
　車体軽量化の手法のひとつとして、自動車に使用されている冷延鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。しかし、冷延鋼板の高強度化とともに曲げ加工性が低下することが知られており、高強度と曲げ加工性を両立する冷延鋼板が求められている。高強度冷延鋼板の強度レベルの上昇とともに、冷延鋼板内での機械的性質のバラツキは大きくなる傾向にある。よって、曲げ加工部位が多数あるフォーム成形で部品を製作する際、冷延鋼板内での曲げ加工性の安定性向上が部品歩留まり向上の観点から求められている。なお、一般に、曲げ加工性の安定性評価指標として限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）を用いることができ、Ｒ／ｔの値が小さくなるほど冷延鋼板内での曲げ加工性の安定性が良いと評価できる。
　以上のような要求に対して、例えば、特許文献１には、形状が良好で曲げ性に優れた引張強度が７８０～１４７０ＭＰａの高強度冷延鋼板とその製造方法が開示されている。特定組成範囲の鋼板で、所定のベイナイト変態温度で冷却を終了せずに過冷却後に再加熱することにより一部焼き戻しマルテンサイトが混在したり、また異なる温度で変態したために硬度に違いがあるベイナイトが存在する場合がある。この場合でも、Ｍｓ点が－１９６℃以上の残留オーステナイト相の体積率が２％以下であれば、所定のベイナイト変態温度で冷却を終了させた場合と比較して曲げ性を実用上悪化させずに、また室温まで冷却してから再加熱する場合と比較して著しく形状が良好とできることが特許文献１には開示されている。曲げ加工性は９０°曲げ試験で評価しているが、評価位置に関しては何ら考慮されておらず、曲げ加工性の安定性については開示されていない。
　特許文献２には、曲げ加工性と耐穴あけ性に優れた鋼板が開示されている。鋼板を圧延後急冷、あるいは圧延終了後に再加熱して急冷するなどの方法でマルテンサイト主体組織または、マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織として、Ｃ含有量範囲でＭｎ／Ｃの値を一定値とすることで曲げ加工性を向上させる方法を特許文献２は開示している。曲げ加工性は押曲げ法により評価しているが、評価位置に関しては何ら考慮されておらず、曲げ加工性の安定性については開示されていない。さらにブリネル硬さの規定はあるものの引張強度に関しては開示されていない。
　特許文献３には、曲げ性に優れる高張力鋼板およびその製造方法が開示されている。特定の化学組成を有する鋼を加熱し、粗圧延した後、１０５０℃以下で開始し、Ａｒ３点～Ａｒ３＋１００℃で完了する熱間仕上圧延を施した後、２０℃／秒以下の冷却速度で冷却して６００℃以上で巻き取り、酸洗、５０～７０％の圧下率の冷間圧延を行い、（α+γ)２相域で３０～９０秒焼鈍し、５５０℃までを５℃／秒以上で冷却することにより、圧延方向曲げ、幅方向曲げおよび４５°方向曲げにおいて、いずれも密着曲げが良好な鋼板を得る方法が特許文献３に開示されている。曲げ加工性は密着曲げにより評価しているが、評価位置に関しては何ら考慮されておらず、曲げ加工性の安定性については開示されていない。さらに引張特性を引張試験により評価しているが、９８０ＭＰａ以下の強度であり、自動車用に使用される高強度鋼板としては強度が不足しているという問題がある。
特開平１０－２８００９０号公報 特開２００７－２３１３９５号公報 特開２００１－３３５８９０号公報
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強度９８０ＭＰａ以上で曲げ加工性に優れ、かつ強度・延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が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を目的とする。
　本発明者らは、成分組成および金属組織の観点から鋭意検討を進めた。その結果、成分組成を適正範囲に調整し、金属組織を適切に制御することが極めて重要であることを見出した。そして、鋼板表面から板厚１／４位置において、面積率が３０％以上のフェライト相と、面積率が４０～６５％のベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、面積率が５％以下のセメンタイトを有し、鋼板表面から板厚５０μｍ位置において面積率が４０～５５％であるフェライト相を有する金属組織とすることで、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり冷延鋼板内で安定した曲げ加工性を得られることを見出した。更に、驚くべきことに、優れた強度及び安定した曲げ加工性のみならず、優れた強度・延性バランスをも実現できることを見出した。
　良好な曲げ加工性を得るための金属組織としては、フェライト相とマルテンサイト相および／またはベイナイト相の複合組織が好ましい。この複合組織は焼鈍後に所定の温度に鋼板を冷却することで得られる。しかし、焼鈍中または冷却中の雰囲気により鋼板表層のＢ（ボロン）量が低下することで鋼板表層の焼入れ性が低下して鋼板表層のフェライト相の面積率が増加すると、オーステナイト相中にＣが濃化し、鋼板表層に硬質なマルテンサイト相またはベイナイト相が生成することがある。鋼板表層の金属組織がフェライト相と硬質なマルテンサイト相および／またはベイナイト相の複合組織では硬度差が大きいために、冷延鋼板内で安定して高い曲げ加工性が得られない。
　これに対して、本発明者らは、上述したように成分組成特にＳｂ含有量および金属組織を規定することで、フェライト相、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相、セメンタイトを有する複合組織において、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、かつ冷延鋼板内で安定して良好な曲げ加工性を得ることを可能とした。すなわち、金属組織として、鋼板表面から板厚１／４位置において、フェライト相の面積率を規定することで強度、延性を確保し、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相とセメンタイトの面積率を適切に制御することで強度と曲げ加工性を確保した。さらに、鋼板表面から板厚５０μｍ位置において、フェライト相の面積率を適切に制御することで冷延鋼板内で安定して高い曲げ加工性を得ることを可能とした。更に、優れた強度及び安定した曲げ加工性のみならず、優れた強度・延性バランスをも実現できた。
　本発明は上記知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
　［１］成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１００％、Ｓｉ：０．５０～０．７０％、Ｍｎ：２．４０～２．８０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０２０～０．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｓｂ：０．００５～０．０１５％、Ｃａ：０．００１５％以下、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～５．００％、Ｃｕ：０．０１～５．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織として、鋼板表面から板厚１／４位置において、面積率が３０％以上のフェライト相と、面積率の合計が４０～６５％のベイナイト相とマルテンサイト相のグループから選択された少なくとも一つの相と、面積率が５％以下のセメンタイトを有し、鋼板表面から板厚５０μｍ位置において、面積率が４０～５５％であるフェライト相を有する引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
　［２］成分組成として、質量％で、さらに、Ｖ：０．００５～０．１００％、ＲＥＭ：０．００１０～０．００５０％のグループから選ばれる少なくとも一つの元素を含有する［１］に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
　［３］［１］又は［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を用いて、Ａｒ３点以上の仕上げ圧延終了温度で熱間圧延し、６００℃以下の温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延したのち、焼鈍処理を行うにあたり、前記焼鈍処理では、０．１５℃／分以下の平均加熱速度で６００℃以下の温度まで加熱し、７００～（Ａｃ３－５）℃の焼鈍温度で５～５０時間保持し、次いで、１．２℃／分以上の平均冷却速度で６２０℃以上の温度まで冷却する、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
　なお、本発明において、高強度とは、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上である。本発明では、特に、引張強度が９８０～１１５０ＭＰａで曲げ加工性に優れ、かつ強度・延性バランスに優れた冷延鋼板を提供することができる。
　本発明によれば、引張強度９８０ＭＰａ以上で曲げ加工性に優れ、かつ強度・延性バランスに優れた高強度冷延鋼板が得られる。本発明の高強度冷延鋼板は冷延鋼板内での曲げ加工性が安定して優れているため、例えば、自動車構造部材に用いることで車体軽量化による燃費改善を図ることができるとともに、高い部品歩留まりが実現でき、産業上の利用価値は格段に大きい。
　以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分組成について各元素の含有量の単位は「質量％」であり、特に断らない限り単に「％」で示す。
　先ず、本発明で最も重要な要件である、成分組成について説明する。
Ｃ：０．０７０～０．１００％
Ｃは、所望の強度を確保し、金属組織を複合化して強度と延性を向上させるために必須の元素であり、そのためには０．０７０％以上必要である。一方、０．１００％を超えて含有すると強度上昇が著しく、所望の曲げ加工性が得られない。したがって、Ｃは０．０７０～０．１００％の範囲内とする。
　Ｓｉ：０．５０～０．７０％
Ｓｉは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼を強化するため有効な元素である。さらに鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率を制御するために重要な元素である。以上より、Ｓｉは０．５０％以上必要である。しかし、含有量が０．７０％超えとなると著しく強度が上昇し、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Ｓｉは０．５０～０．７０％の範囲内とする。好ましくは、Ｓｉは０．５５～０．７０％である。
　Ｍｎ：２．４０～２．８０％
Ｍｎは、Ｃと同様に所望の強度を確保するために必須の元素であり、オーステナイト相を安定化させ、焼鈍での冷却中でフェライト相生成を制御するために重要な元素である。そのためにはＭｎは２．４０％以上必要である。しかし、Ｍｎを２．８０％を超えて過剰に含有すると、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率が過大となり、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Ｍｎは２．８０％以下とする。好ましくは、Ｍｎは２．５０～２．８０％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であり、鋼板の強度レベルに応じて添加してもよく、このような効果を得るには０．００５％以上含有するのが好ましい。一方、Ｐ含有量が０．０２５％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｐは０．０２５％以下とする。より優れた溶接性が要求される場合には、Ｐは０．０２０％以下が好ましい。
　Ｓ：０．００２０％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物となり、曲げ試験において非金属介在物と金属組織との界面が割れやすくなり、所望の曲げ加工性が得られない。Ｓは極力低いほうがよく、Ｓは０．００２０％以下とする。また、より優れた曲げ加工性を要求される場合にはＳは０．００１５％以下が好ましい。
　Ａｌ：０．０２０～０．０６０％
Ａｌは、鋼の脱酸のため、０．０２０％以上含有する。一方、０．０６０％を超えると表面性状が劣化するため、Ａｌは０．０２０～０．０６０％の範囲内とする。
　Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、ＢとＢ窒化物を形成すると、焼鈍での冷却中に焼入れ性を高めるＢ量が低下して板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率が増加し、所望の曲げ加工性が得られない。よって、Ｎは本発明においてはできるだけ少ないほうが好ましい。従って、Ｎは０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｎは０．００４０％以下である。
　Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％
Ｎｂは、鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の高強度化および金属組織微細化に有効な元素であり、このような効果を得るためには０．０１０％以上含有する。一方、０．０６０％を超えて含有すると強度上昇が著しく、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Ｎｂは０．０１０～０．０６０％の範囲内とする。Ｎｂは、下限側は０．０２０％以上が好ましい。上限側は０．０５０％以下が好ましい。
　Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％
Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の高強度化および金属組織微細化に有効な元素であるとともに、焼入れ性を低減するＢ窒化物の形成を抑制する。このような効果を得るためにはＴｉを０．０１０％以上含有する。一方、０．０３０％を超えて含有すると強度上昇が著しく、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Ｔｉは０．０１０～０．０３０％の範囲内とする。Ｔｉは、下限側は０．０１２％以上が好ましい。上限側は、０．０２２％以下が好ましい。
　Ｂ：０．０００５～０．００３０％
Ｂは、鋼の焼入れ性を高めて、焼鈍での冷却中でフェライト相生成を制御するために重要な元素である。さらに板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率を制御するために効果的な元素である。このような効果を得るためにはＢを０．０００５％以上含有する。一方、Ｂを０．００３０％を超えて含有すると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延、冷間圧延における圧延荷重の増大も招く。従って、Ｂは０．０００５～０．００３０％の範囲内とする。好ましくは、Ｂは０．０００５～０．００２５％である。
　Ｓｂ：０．００５～０．０１５％
Ｓｂは、本発明において最も重要な元素である。すなわち、焼鈍過程において、Ｓｂは鋼の表層に濃化することで鋼の表層に存在するＢ量の低減を抑制し、板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率を所望の範囲に制御できる。このような効果を得るためにはＳｂを０．００５％以上含有する。一方、Ｓｂを０．０１５％を超えて含有するとその効果が飽和するだけでなく、Ｓｂの粒界偏析により靭性が低下する。従って、Ｓｂは０．００５～０．０１５％の範囲内とする。Ｓｂは、下限側は０．００８％以上が好ましい。上限側は、０．０１２％以下が好ましい。
　Ｃａ：０．００１５％以下
Ｃａは、圧延方向に伸展した酸化物となり、曲げ試験において該酸化物と金属組織との界面が割れやすくなり、所望の曲げ加工性が得られなくなる。Ｃａ量は極力低いほうがよく、Ｃａは０．００１５％以下とする。また、より優れた曲げ加工性を要求される場合にはＣａは０．０００７％以下が好ましい。さらに好ましくは、０．０００３％以下である。
　Ｃｒ：０．０１～２．００％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためにはＣｒを０．０１％以上含有する。一方、Ｃｒを２．００％を超えて含有すると強度が過度に上昇し、所望の曲げ加工性が得られなくなるため２．００％以下とする。好ましくは、Ｃｒは０．０１～１．６０％である。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に鋼の焼入れ性を向上させ、高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためにはＭｏを０．０１％以上含有する。一方、Ｍｏを１．００％を超えて含有すると強度が過度に上昇し、所望の曲げ加工性が得られなくなるため１．００％以下とする。好ましくは、Ｍｏは０．０１～０．６０％である。
　Ｎｉ：０．０１～５．００％
Ｎｉは、鋼の強度に寄与する元素であり、鋼の強化の目的で含有する。このような効果を得るためにはＮｉを０．０１％以上含有する。一方、Ｎｉを５．００％を超えて含有すると強度が過度に上昇し、所望の曲げ加工性が得られなくなるため５．００％以下とする。好ましくは、Ｎｉは０．０１～１．００％である。
　Ｃｕ：０．０１～５．００％
Ｃｕは、Ｎｉと同様に鋼の強度に寄与する元素であり、鋼の強化の目的で含有する。このような効果を得るためにはＣｕを０．０１％以上含有する。一方、５．００％を超えて含有すると強度が過度に上昇し、所望の曲げ加工性が得られなくなるため５．００％以下とする。好ましくは、Ｃｕは０．０１～１．００％である。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　上記した成分が基本組成であるが、本発明では上記した基本組成に加えて、Ｖ、ＲＥＭのグループから選ばれる少なくとも一つの元素を含有することができる。
　Ｖ：０．００５～０．１００％、ＲＥＭ：０．００１０～０．００５０％のグループから選ばれる少なくとも一つの元素
Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度化する目的で含有することができる。Ｖの下限は、所望の効果が得られる最低限の量であり、また、上限は効果が飽和する量である。ＲＥＭは、硫化物形状を球状化し、曲げ加工性を改善する目的で含有することができる。下限は、所望の効果が得られる最低限の量であり、また、上限は効果が飽和する量である。以上より、含有する場合は、Ｖは０．００５～０．１００％、ＲＥＭは０．００１０～０．００５０％とする。好ましくは、Ｖは０．００５～０．０５０％である。
　次に、本発明の引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の金属組織の限定理由について説明する。まず、板厚方向において鋼板表面から１／４位置における金属組織について説明する。
　フェライト相の面積率：３０％以上
延性を確保するためには、フェライト相は面積率で３０％以上必要である。好ましくは、３５％以上である。一方、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保する観点より、フェライト相の面積率は６０％以下が好ましく、５５％以下がより好ましい。なお、本発明において、未再結晶フェライト相はフェライト相に含まれる。未再結晶フェライト相を含む場合は、未再結晶フェライト相の面積率は１０％以下であることが好ましい。
　ベイナイト相とマルテンサイト相のグループから選択された少なくとも一つの相の面積率：４０～６５％
強度を確保するためベイナイト相とマルテンサイト相のグループから選択された少なくとも一つの相の面積率は４０％以上必要である。一方、ベイナイト相とマルテンサイト相のグループから選択された少なくとも一つの相の面積率が６５％を超えると過度に強度上昇し、所望の曲げ加工性を得られなくなるため、面積率は６５％以下とする。好ましくは、ベイナイト相とマルテンサイト相のグループから選択された少なくとも一つの相の面積率は４５～６０％である。本発明でいうベイナイト相とは、ラス状フェライトの界面に沿って板状のセメンタイトが析出した所謂上部ベイナイト、およびラス状フェライト内にセメンタイトが微細分散した所謂下部ベイナイトを含む。本発明でいうマルテンサイト相とはセメンタイトの析出の無いマルテンサイトである。なお、ベイナイト相とマルテンサイト相は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で容易に区別可能である。
　セメンタイトの面積率：５％以下
良好な曲げ加工性を確保するためには、セメンタイトの面積率は５％以下（０％含む）とする必要がある。また、本発明でいうセメンタイトとは、何れの金属組織にも含まれずに単独で存在するセメンタイトである。
　なお、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイト以外の他の金属組織としては、残留オーステナイト相等を含むことができる。この場合は、残留オーステナイト相等他の金属組織の面積率は５％以下であることが好ましい。
　以上の金属組織は、後述の実施例に記載の方法により求めることができる。
　板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率が４０～５５％
板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相は、本発明において最も重要な金属組織である。板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相は、曲げ加工により鋼板に付与されるひずみを分散する役割を担う。効果的にひずみを分散して鋼板内で安定して高い曲げ加工性を確保するためには板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率は４０％以上必要である。一方、該面積率が５５％を超えると、ベイナイト相、マルテンサイト相に過度にＣが濃化して硬質化してフェライト相とベイナイト相、マルテンサイト相との硬度差が大きくなり、所望の曲げ加工性が得られなくなる。そのため板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率は５５％以下とする。該面積率は好ましくは４５～５５％である。
　以上の金属組織は、後述の実施例に記載の方法により求めることができる。
　本発明の冷延鋼板は、自動車車体に使用された際の衝突安全性確保と車体軽量化を両立させる観点から引張強度９８０ＭＰａ以上とする。
　本発明の冷延鋼板において、板厚は０．８ｍｍ以上が好ましく、１．０ｍｍ以上がより好ましい。一方、板厚は２．３ｍｍ以下とすることが好ましい。本発明の冷延鋼板が、その表面に化成処理膜などを備えている場合は、板厚は表面に備えられた膜等を含まない地鉄鋼板の板厚である。
　次に、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等による溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法で鋼素材（スラブ）とする。
　［熱間圧延工程］
　次いで、得られた鋼素材を用いて、加熱し圧延して熱延板とする熱間圧延を施す。この時、熱間圧延は、仕上圧延の終了温度をＡｒ３点（℃）以上とし、６００℃以下の温度で巻取ることとする。なお、以下の熱間圧延工程の説明において、温度は鋼板表面温度である。
　仕上圧延の終了温度：Ａｒ３点以上
仕上圧延の終了温度がＡｒ３点未満となると、鋼板表層部にフェライト相が生成し、加工ひずみによるフェライト相の粗大化等により、板厚方向の金属組織が不均一となる。更に、冷間圧延もしくは焼鈍後の金属組織において板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率を５５％以下に制御できない。従って、仕上圧延の終了温度はＡｒ３点以上とする。上限は特に限定されないが、過度に高い温度で圧延するとスケール疵などの原因となるため、仕上圧延の終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。なお、Ａｒ３点は次式（１）から計算できる。
Ａｒ３＝９１０－３１０×［Ｃ］－８０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｕ］－１５×［Ｃｒ］－５５×［Ｎｉ］－８０×［Ｍｏ］＋０．３５×（ｔ－０．８）
・・・（１）
ここで［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％)を、ｔは板厚（ｍｍ）を表す。
　巻取温度：６００℃以下
巻取温度が６００℃を超えると、熱間圧延後の熱延板において、金属組織がフェライト相とパーライト相となるため、冷間圧延したのちの焼鈍後の鋼板において、セメンタイトの面積率が５％超の金属組織となり、所望の曲げ加工性が得られなくなる。したがって、巻取温度は６００℃以下とする。なお、熱延板の形状が劣化するため巻取温度は２００℃以上とすることが好ましい。
　［酸洗工程、冷間圧延工程］
　次いで、酸洗、さらに冷間圧延を行なう。
　酸洗工程では、表面に生成した黒皮スケールを除去する。なお、酸洗条件は特に限定しない。
　冷間圧延の圧下率：４０％以上（好適条件）
冷間圧延の圧下率が４０％未満となるとフェライト相の再結晶が進行しにくくなり、焼鈍後の金属組織において未再結晶フェライト相が残存し、曲げ加工性が低下する場合がある。よって、冷間圧延の圧下率は４０％以上が好ましい。
　［焼鈍工程］
次いで、焼鈍を行う。この時、０．１５℃／分以下の平均加熱速度で６００℃以下の第１加熱温度まで加熱する工程と、７００～（Ａｃ３－５）℃の焼鈍温度で５～５０時間保持する工程と、次いで、１．２℃／分以上の平均冷却速度で６２０℃以上の第１冷却温度まで冷却する工程を含むものとする。なお、以下の焼鈍工程の説明における温度は鋼板温度である。
　０．１５℃／分以下の平均加熱速度で６００℃以下の第１加熱温度まで加熱
平均加熱速度が０．１５℃／分を超える場合、焼鈍後の鋼板において鋼板表面から板厚５０μｍ位置のフェライト相の面積率が４０％未満となり、所望の曲げ加工性が得られなくなる。平均加熱速度が０．１０℃／分未満の場合、通常よりも長い炉が必要で消費エネルギーが多大となりコスト増加と生産効率の悪化を引き起こす。よって、平均加熱速度は０．１０℃／分以上が好ましい。なお、第１加熱温度が６００℃を超えると、板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率が過度に増加し、所望の曲げ加工性が得られなくなる。そのため第１加熱温度は６００℃以下とする。一方、鋼板表面表層から板厚５０μｍ位置のフェライト相の面積率を安定して４０％以上確保するためには第１加熱温度は５５０℃以上が好ましい。
　７００～（Ａｃ３－５）℃の焼鈍温度で５～５０時間保持
上記制御加熱の後、更に加熱して焼鈍温度まで昇温する。焼鈍（保持）温度が７００℃未満の場合や、焼鈍（保持）時間が５時間未満では、焼鈍時に熱間圧延工程で生成したセメンタイトが十分に溶解せず、オーステナイト相の生成が不十分となり、焼鈍冷却時に十分な量のベイナイト相、マルテンサイト相が確保できず、強度不足となる。さらにセメンタイトの面積率が５％を超え、所望の曲げ加工性が得られなくなる。一方、焼鈍（保持）温度が（Ａｃ３－５）℃を超える場合では、オーステナイト相の粒成長が著しく、焼鈍後の鋼板表面から板厚１／４位置のフェライト相の面積率が３０％未満となり、強度が過度に上昇し、所望の曲げ加工性が得られなくなる。焼鈍（保持）時間が５０時間を超える場合では、焼鈍後の鋼板において板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率が５５％を超えて、曲げ加工性が劣化する。なお、Ａｃ３点（℃）は次式（２）から計算できる。
Ａｃ３＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］・・・（２）
ここで［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
　１．２℃／分以上の平均冷却速度で６２０℃以上の第１冷却温度まで冷却
この温度域（焼鈍温度～第１冷却温度）での平均冷却速度は、本発明において重要な要件の一つである。平均冷却速度が１．２℃／分未満の場合、冷却中に鋼板の表層領域においてフェライトが過度に析出し、板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率が５５％を超えて、所望の曲げ加工性が得られなくなる。平均冷却速度は好ましくは１．４℃／分以上である。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、１．７℃／分を超える冷却は効果が飽和するため、平均冷却速度は１．７℃／分以下が好ましい。第１冷却温度が６２０度未満の場合、冷却中に鋼板の表層領域においてフェライト相が過度に析出し、板厚方向において鋼板表面から５０μｍ位置のフェライト相の面積率が５５％を超えて、所望の曲げ加工性が得られなくなる。よって、第１冷却温度は６２０℃以上である。第１冷却温度は好ましくは６４０℃以上である。一方、鋼板表面表層から板厚５０μｍ位置のフェライト相の面積率を安定して４０％以上確保するためには第１冷却温度は６８０℃以下が好ましい。
　以上の工程を含む製造方法により、本発明の引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が得られる。
　なお、本発明の製造方法における焼鈍処理では、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても、規定の平均冷却速度の範囲内であれば問題ない。また、熱処理では所望の熱履歴が満足されれば、いかなる設備を用いて熱処理を施されても、本発明の趣旨を損なうものではない。加えて、形状矯正のために調質圧延を施してもよい。調質圧延では伸び率で０．３％以下が好ましい。
　本発明では、鋼板を通常の製鋼、鋳造、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍の各工程を経て製造する場合を想定している。しかし、例えば、薄スラブ鋳造などにより熱間圧延工程の一部もしくは全部を省略して製造し、本発明の成分組成、金属組織、引張強度を備える場合も本発明の範囲に含まれる。
　さらに、本発明において、得られた高強度冷延鋼板に化成処理などの各種表面処理を施しても本発明の効果を損なうものではない。
　以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼素材（スラブ）を出発素材とした。これらの鋼素材を、表２、表３に示す加熱温度に加熱した後、表２、表３に示す条件にて、熱間圧延し、酸洗した後、次いで冷間圧延（圧下率４２～５３％）、焼鈍を施した。なお、表２、表３に示す板厚は焼鈍処理後においても維持されていた。
　以上により得られた冷延鋼板に対して、組織観察、引張特性、曲げ加工性について、評価した。測定方法を下記に示す。
　（１）組織観察
金属組織は、鋼板圧延方向に平行な断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、２０００倍の倍率で１０視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で鋼板表面から板厚１／４位置を観察し、その画像をＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト”Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．４．０”を使用した画像解析処理により解析し、各相の面積率を求めた。すなわち、画像解析により、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイトをデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野毎に各々の相の面積率を求めた。これらの値を平均（１０視野）して各々の相の面積率とした。
　鋼板表面から板厚５０μｍ位置のフェライト相の面積率
鋼板圧延方向に平行な表層位置を研磨後、３％ナイタールで腐食し、２０００倍の倍率で鋼板表面から板厚５０μｍ位置の視野を１０視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、その画像をＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト”Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．４．０”を使用した画像解析処理により解析し、フェライト相の面積率を求めた。すなわち、画像解析により、フェライト相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野毎にフェライト相の面積率を求めた。これらの値を平均（１０視野）して表層から５０μｍのフェライト相の面積率とした。
　（２）引張特性
得られた鋼板の圧延方向に対して直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳＺ２２４１　（２０１１））を実施した。引張試験は破断まで実施して、引張強度（ＴＳ）、延性（破断伸び：Ｅｌ）を求めた。引張強度は９８０ＭＰａ以上を合格とした。また、引張強度（ＴＳ）と延性（Ｅｌ）の積が１２５００ＭＰａ・％以上の場合に強度・延性バランスが良好と判断した。好ましくは強度・延性バランスは１３０００ＭＰａ・％以上である。
　（３）曲げ加工性
曲げ加工性の評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に規定のＶブロック法に基づき実施した。評価用サンプルは、鋼板の巾方向（ｗ）で１／８ｗ、１／４ｗ、１／２ｗ（板巾方向中央）、３／４ｗ、７／８ｗの５箇所で各々Ｎ＝３を採取した。曲げ試験では曲げ部の外側についてき裂の有無を目視で確認し、き裂が発生しない最小の曲げ半径を限界曲げ半径とした。本発明では５箇所の限界曲げ半径を平均して鋼板の限界曲げ半径とした。表２、表３では、限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）を記載した。本発明ではＲ／ｔが２．５以下を良好と判断している。
　以上により得られた結果を条件と併せて表２、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２および表３より、金属組織として、鋼板表面から板厚１／４位置において、面積率が３０％以上のフェライト相と、面積率が４０～６５％のベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、面積率が５％以下のセメンタイトを有し、かつ、鋼板表面から板厚５０μｍ位置において面積率が４０～５５％であるフェライト相を有する本発明例では、引張強度、強度・延性バランス、曲げ性加工性が良好である。
　一方、比較例では、強度、強度・延性バランス、曲げ加工性のいずれか一つ以上が低い。特に、成分組成が適切でない比較例（鋼板Ｎｏ．１５）は、金属組織を適正化しても曲げ加工性は改善されないことがわかる。

Claims (3)

  1. 　成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１００％、Ｓｉ：０．５０～０．７０％、Ｍｎ：２．４０～２．８０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０２０～０．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｓｂ：０．００５～０．０１５％、Ｃａ：０．００１５％以下、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～５．００％、Ｃｕ：０．０１～５．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　金属組織として、
    　鋼板表面から板厚１／４位置において、面積率が３０％以上のフェライト相と、面積率の合計が４０～６５％のベイナイト相とマルテンサイト相のグループから選択された少なくとも一つの相と、面積率が５％以下のセメンタイトを有し、
    　鋼板表面から板厚５０μｍ位置において、面積率が４０～５５％であるフェライト相を有する引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
  2. 　成分組成として、質量％で、さらに、Ｖ：０．００５～０．１００％、ＲＥＭ：０．００１０～０．００５０％のグループから選ばれる少なくとも一つの元素を含有する請求項１に記載の引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
  3. 　請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼素材を用いて、Ａｒ３点以上の仕上げ圧延終了温度で熱間圧延し、６００℃以下の温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延したのち、焼鈍処理を行うにあたり、
    　前記焼鈍処理では、０．１５℃／分以下の平均加熱速度で６００℃以下の温度まで加熱し、７００～（Ａｃ３－５）℃の焼鈍温度で５～５０時間保持し、次いで、１．２℃／分以上の平均冷却速度で６２０℃以上の温度まで冷却する、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
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