WO2020071522A1 - 冷延鋼板 - Google Patents

冷延鋼板

Info

Publication number
WO2020071522A1
WO2020071522A1 PCT/JP2019/039241 JP2019039241W WO2020071522A1 WO 2020071522 A1 WO2020071522 A1 WO 2020071522A1 JP 2019039241 W JP2019039241 W JP 2019039241W WO 2020071522 A1 WO2020071522 A1 WO 2020071522A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
rolling
ferrite
cold
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2019/039241
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
宏志 海藤
真衣 永野
林　宏太郎
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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 Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to US17/275,611 priority Critical patent/US11634802B2/en
Priority to CN201980061030.4A priority patent/CN112703265A/zh
Priority to JP2020505288A priority patent/JP6697728B1/ja
Publication of WO2020071522A1 publication Critical patent/WO2020071522A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet, specifically a cold-rolled steel sheet excellent in paint baking hardening performance and impact resistance, which is suitable for a structural member such as an automobile mainly used after being pressed.
  • a structural member such as an automobile mainly used after being pressed.
  • the interstitial elements mainly carbon
  • dislocations line defects which are elementary processes of plastic deformation
  • pretrain press forming
  • the bake hardening amount can be controlled by the amount of solute carbon in a ferrite single phase structure such as a mild steel plate.
  • high-strength steel sheets have a composite structure containing a hard structure (martensite) and a soft structure (ferrite) in order to ensure workability.
  • a hard structure (martensite) containing a large amount of solute carbon is responsible for high bake hardenability.
  • a hard structure containing a large amount of solute carbon can achieve high strength, it has been difficult to achieve both bake hardenability and bendability after bake hardening. That is, since martensite has a higher amount of dissolved carbon and a higher dislocation density than ferrite, martensite is excellent in bake hardenability, but inferior in bendability.
  • Patent Document 1 discloses a cold-rolled steel sheet mainly containing a structure composed of bainite and martensite, and ensuring high bake hardenability by limiting the area ratio of ferrite to 5% or less.
  • this steel sheet contains a lot of bainite and martensite hard structures, when the prestrain is 2% or more, bake hardening occurs in each of the hard phase and the soft phase in the composite structure. For this reason, since the structure after the bake hardening treatment has an uneven strength, excellent bendability after the bake hardening is not exhibited.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet having improved workability and bake hardenability by containing tempered martensite or tempered bainite. However, Patent Literature 2 does not provide any sufficient study from the viewpoint of improving the bendability after bake hardening.
  • an object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet having a high bake hardening amount and excellent bendability after bake hardening.
  • the present inventors investigated the amount of bake hardening and the bendability after bake hardening in order to achieve the above object.
  • the present inventors in the structure of the cold-rolled steel sheet containing ferrite and tempered martensite, when the ferrite takes a crosslinked structure finely and uniformly divided in the rolling direction and the thickness direction by the tempered martensite.
  • the cold-rolled steel sheet had a high bake hardening amount and excellent bendability after bake hardening.
  • the present inventors have found that such a crosslinked structure can be quantified by using a frequency spectrum obtained by performing a two-dimensional Fourier transform on a microstructure image of a cold-rolled steel sheet, and completed the present invention. .
  • the cold rolled steel sheets that have achieved the above objects are as follows. (1) In mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.200 to 2.000%, Mn: 2.00 to 4.00%, P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.001 to 2.000%, N: 0.010% or less Ti: 0 to 0.100%, Nb: 0 to 0.100%, V: 0 to 0.100%, Cu: 0 to 1.000%, Ni: 0 to 1.000%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.000%, W: 0 to 0.005%, Ca: 0 to 0.005%, Mg: 0 to 0.005%, REM: 0-0.010%, B: 0 to 0.0030%, , The balance consisting of Fe and impurities, 20% or more and 70% or less of ferrite and 30% or more of tempered martensite in area ratio, The sum of ferrite and tempered martensite is 90% or more; In a thickness section per
  • a microstructure image of 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m obtained by photographing at a magnification of 2000 times is arranged in an xy coordinate system in which the thickness direction is the x-axis and the rolling direction is the y-axis. 1024 in the direction and 1024 in the y-axis direction to form 1024 ⁇ 1024 divided regions, and the value in each of the divided regions is set to “1” when the structure is ferrite, and to “0” otherwise.
  • "A two-dimensional image is created by performing two gradations as described above, and the degree of inhomogeneity ⁇ defined by equation (1) with respect to the two-dimensional image is 1.20 or less.
  • f (x, y) represents the gradation of the coordinates (x, y) of the two-dimensional image.
  • Ti 0.003 to 0.100%
  • Nb 0.003 to 0.100%
  • V 0.003 to 0.100% (1).
  • the cold-rolled steel sheet according to (1) which contains one or more of the above in a total of 0.100% or less.
  • the microstructure image is a microstructure at a position from 1/4 to 3/8 of the plate thickness from the surface in a plate thickness section perpendicular to the plate width direction of the steel plate at the center position of the plate width of the cold-rolled steel plate.
  • a composite structure having a high bake hardening amount and excellent bendability after bake hardening is obtained. It is possible to provide a cold-rolled steel sheet having: This cold-rolled steel sheet is excellent in press formability, further increases in strength by being baked during coating after press forming, and is also excellent in bendability thereafter. Therefore, since the steel sheet has high shock absorbing properties against bending stress generated when the steel sheet receives an impact force and deforms in a bellows shape, it is suitable as a structural member in the field of automobiles and the like.
  • FIG. 2 is a two-dimensional image in which the microstructure of a cold-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention is binarized.
  • FIG. 2 is a frequency spectrum diagram obtained by performing a two-dimensional discrete Fourier transform on the two-dimensional image of FIG. 1.
  • FIG. 3 is an exemplary schematic diagram of a two-dimensional image in which a microstructure of a cold-rolled steel sheet is binarized.
  • FIG. 4 is a frequency spectrum diagram obtained by performing a two-dimensional discrete Fourier transform on the two-dimensional image of FIG. 3.
  • FIG. 3 is an exemplary schematic diagram of a two-dimensional image in which a microstructure of a cold-rolled steel sheet is binarized.
  • 6 is a frequency spectrum diagram obtained by performing a two-dimensional discrete Fourier transform on the two-dimensional image of FIG. 5.
  • 4 is a graph showing the relationship between the degree of heterogeneity ⁇ and the bake hardening amount BH.
  • 5 is a graph showing the relationship between the degree of inhomogeneity ⁇ and the ratio of the minimum bending radius after bake hardening to the plate thickness, R / t.
  • the cold rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention is C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.200 to 2.000%, Mn: 2.00 to 4.00%, P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.001 to 2.000%, N: 0.010% or less Ti: 0 to 0.100%, Nb: 0 to 0.100%, V: 0 to 0.100%, Cu: 0 to 1.000%, Ni: 0 to 1.000%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.000%, W: 0 to 0.005%, Ca: 0 to 0.005%, Mg: 0 to 0.005%, REM: 0-0.010%, B: 0 to 0.0030%, , The balance consisting of Fe and impurities, 20% or more and 70% or less of ferrite and 30% or more of tempered martensite in area ratio, The sum of ferrite and tempered martensite is 90% or more; In a thickness
  • a microstructure image of 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m obtained by photographing at a magnification of 2000 times is arranged in an xy coordinate system in which the thickness direction is the x-axis and the rolling direction is the y-axis. 1024 in the direction and 1024 in the y-axis direction to form 1024 ⁇ 1024 divided regions, and the value in each of the divided regions is set to “1” when the structure is ferrite, and to “0” otherwise.
  • a two-dimensional image is created by performing two gradations, and the heterogeneity ⁇ defined by the expression (1) with respect to the two-dimensional image is 1.20 or less.
  • f (x, y) represents the gradation of the coordinates (x, y) of the two-dimensional image.
  • the present inventors have defined the degree of heterogeneity ⁇ defined by the above equation to be 1.20 or less in the steel sheet according to the present embodiment. The present inventors have found that when the heterogeneity ⁇ is 1.20 or less, the bake hardenability and the bendability after bake hardening of the cold-rolled steel sheet can be significantly improved.
  • the heterogeneity ⁇ is set to 1.20 or less in a cold-rolled steel sheet including a composite structure containing ferrite and tempered martensite
  • ferrite is finely divided in a rolling direction and a thickness direction of the cold-rolled steel sheet by tempered martensite.
  • a homogeneously divided crosslinked structure is formed.
  • the “crosslinked structure in which ferrite is finely and homogeneously divided in the rolling direction and the thickness direction of the cold-rolled steel sheet” means that the tempered martensite is spread inside the steel sheet in the rolling direction and the thickness direction of the steel sheet. Are randomly connected and ferrite is finely and uniformly dispersed therein.
  • this crosslinked structure is merely an example of the structure of the structure in the steel sheet having the degree of heterogeneity ⁇ of 1.20. In order to obtain a structure in which the degree of inhomogeneity ⁇ is 1.20 or less, it is necessary to control manufacturing conditions described later.
  • the quantification of the crosslinked structure by the Fourier transform will be described in detail.
  • the sheet thickness of 1 is photographed in gray scale (256 gradations) at an observation magnification of 2000 ⁇ .
  • the obtained microstructure image is arranged in an xy coordinate system in which the thickness direction is the x-axis and the rolling direction is the y-axis, and has 1024 ⁇ 1024 pixels (corresponding to the divided area).
  • a value in each of the 1024 ⁇ 1024 pixels is set to “1” when the structure is ferrite, and is set to “0” otherwise, to create a two-dimensional image to create a two-dimensional image.
  • the above microstructure image is, from the surface in the thickness section perpendicular to the width direction of the steel sheet at the center position of the width of the cold-rolled steel sheet, from 1/4 of the thickness from the surface.
  • a microstructure image of 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m obtained by photographing a tissue at a position up to / at a magnification of 2000 ⁇ may be used.
  • the image processing of the two-gradation can be performed by using, for example, image analysis software ImageJ.
  • Each pixel is subjected to a binarization process so as to be black when the structure is ferrite and white when not.
  • FIG. 1 shows an example of a two-dimensional image obtained in this manner.
  • FIG. 1 is a two-dimensional image in which the microstructure of a cold-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention is binarized.
  • the x-axis in FIG. 1 corresponds to the thickness direction
  • the y-axis corresponds to the rolling direction.
  • a black part indicates ferrite
  • a white part indicates tempered martensite.
  • the black ferrite phase is finely and uniformly divided in the rolling direction and the thickness direction of the cold-rolled steel sheet by the white tempered martensite phase, and it is understood that a crosslinked structure is formed. .
  • f (x, y) represents the gradation of the pixel at the coordinates (x, y).
  • a two-dimensional discrete Fourier transform (2D ⁇ ⁇ DFT) defined by equation (4) is performed on the obtained two-dimensional data.
  • F (u, v) is a two-dimensional frequency spectrum after two-dimensional discrete Fourier transform of the two-dimensional data f (x, y).
  • the frequency spectrum F (u, v) is generally a complex number and includes information on the periodicity and regularity of the two-dimensional data f (x, y).
  • the frequency spectrum F (u, v) includes information on the periodicity and regularity of the structure of ferrite and tempered martensite in a two-dimensional image as shown in FIG.
  • FIG. 2 is a frequency spectrum diagram obtained by performing a two-dimensional discrete Fourier transform on the two-dimensional image of FIG.
  • the horizontal axis is the v axis
  • the vertical axis is the u axis
  • the frequency spectrum diagram of FIG. 2 is a black-and-white gradation image (grayscale image), in which the maximum value of the spectrum intensity is represented by white and the minimum value is represented by black.
  • a portion having a high spectral intensity (white portion in FIG. 2) has a shape extending from the center in the v-axis and u-axis directions, and the boundary is not clear.
  • the sum Su of the absolute value of the spectrum on the u axis (that is, the spectrum intensity) is defined by Expression (2).
  • the sum Sv of the absolute values of the spectra on the v axis is defined by Expression (3).
  • the ratio of Su to Sv is defined by equation (1) and is referred to as heterogeneity ⁇ in the present invention.
  • the absolute value of the spectrum at the coordinates (0, 0) in the (u, v) space is not included in the sum of Expressions (2) and (3) that define Su and Sv.
  • the microstructure shown in FIG. As described above, the structure 1 has a crosslinked structure in which ferrite is divided by tempered martensite. Also, the frequency spectrum diagram of the tissue 1 (FIG. 2) has a shape in which the white portion extends from the center of the image along the u-axis and v-axis directions, as described above.
  • FIGS. 3 and 5 are exemplary schematic diagrams of a two-dimensional image in which the microstructure of a cold-rolled steel sheet is made into two gradations. 3 and 5, the black part indicates ferrite, and the white part indicates tempered martensite.
  • FIGS. 4 and 6 are frequency spectrum diagrams obtained by subjecting the two-dimensional images of FIGS. 3 and 5 to two-dimensional discrete Fourier transform. Referring to FIGS. 3 and 5, the two-dimensional image of FIG.
  • the structure of the cold-rolled steel sheet has a finer and more homogeneously crosslinked structure. It can be seen that it has.
  • the heterogeneity ⁇ is calculated for the tissue 1 according to the embodiment of the present invention shown in FIG. 1, it is 1.14, which is controlled within a range of 1.20 or less.
  • the bake hardening amount of the structure 1 is 105 MPa, and similarly, the ratio of the minimum bending radius to the thickness of the structure 1 after the bake hardening is 0.4. It can be evaluated that the smaller the minimum bending radius / thickness ratio, the better the bendability after bake hardening. Note that these values are measured under the same conditions as in the examples described later.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the degree of heterogeneity ⁇ and the bake hardening amount BH.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the degree of heterogeneity ⁇ and the ratio of the minimum bending radius after bake hardening to the plate thickness, R / t. 7 and 8 produce a plurality of cold rolled steel sheets having a chemical composition and structure within the scope of the embodiments of the invention described above and having different ⁇ , and then 3 is a plot of data obtained by performing the same bake hardening treatment and bending test as in the examples. Referring to FIGS.
  • C (C: 0.05% to 0.30%) C has the effect of increasing the hardenability and increasing the strength by incorporating it into the martensite structure. In addition, it has the effect of improving bake hardenability.
  • the C content is set to 0.05% or more, preferably 0.07% or more, and more preferably 0.09% or more.
  • the C content is set to 0.30% or less, preferably 0.20% or less, and more preferably 0.14% or less.
  • Si 0.200% to 2.000%
  • Si is an element necessary for suppressing the formation of carbides and securing solid solution C necessary for bake hardening. If the Si content is less than 0.200%, a sufficient effect may not be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.200% or more. Si is also useful for increasing the strength of a steel sheet having excellent bake hardening. In order to exhibit this effect effectively, the Si content is preferably 0.500% or more, more preferably 0.800% or more. On the other hand, when the Si content is more than 2.000%, the surface properties are degraded, and the effect of addition is saturated, so that the cost is unnecessarily increased. Therefore, the Si content is set to 2.000% or less, preferably 1.500% or less, and more preferably 1.100% or less.
  • Mn is a hardenability improving element and is useful for increasing the strength of a steel sheet.
  • the Mn content is set to 2.00% or more, preferably 2.30% or more, and more preferably 2.60% or more.
  • the Mn content is set to 4.00% or less, preferably 3.50% or less, and more preferably 3.00% or less.
  • Al 0.001% to 2.000%
  • Al content is set to 0.001% or more, preferably 0.010% or more, and more preferably 0.020% or more.
  • the Al content is set to 2.000% or less, preferably 1.000% or less, and more preferably 0.030% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is not an essential element and is contained, for example, as an impurity in steel. From the viewpoint of weldability, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.100%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the P content is set to 0.100% or less, preferably 0.030% or less, and more preferably 0.020% or less. Reducing the P content is costly and attempting to reduce it to less than 0.0001% will significantly increase costs. Therefore, the P content may be 0.0001% or more, or may be 0.010% or more. Further, since P contributes to improvement in strength, from such a viewpoint, the P content may be 0.0001% or more, or may be 0.010% or more.
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the S content, the better. As the S content increases, the amount of MnS precipitated increases, and the low-temperature toughness decreases. In particular, when the S content exceeds 0.010%, the weldability and the low-temperature toughness are significantly reduced. Therefore, the S content is set to 0.010% or less, preferably 0.007% or less, and more preferably 0.003% or less. Cost reduction is required to reduce the S content, and an attempt to reduce the content to less than 0.0001% significantly increases the cost. Therefore, the S content may be 0.0001% or more, or may be 0.003% or more.
  • N is not an essential element and is contained, for example, as an impurity in steel. From the viewpoint of weldability, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.010%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the N content is set to 0.010% or less, preferably 0.006% or less, and more preferably 0.003% or less. Reducing the N content is costly, and attempting to reduce it to less than 0.0001% significantly increases the cost. Therefore, the N content may be 0.0001% or more.
  • the basic component composition of the steel sheet according to the embodiment of the present invention and the slab used for manufacturing the same are as described above. Further, the steel sheet and the slab may contain the following optional elements as necessary.
  • Ti, Nb and V contribute to improvement in strength. Therefore, Ti, Nb or V or any combination thereof may be contained.
  • the content of Ti, Nb or V, or the total content of any combination of two or more thereof is preferably 0.003% or more, more preferably 0.010%.
  • the Ti content, the Nb content or the V content, or the total content of any combination of two or more thereof is set to 0.100% or less, more preferably 0.030% or less.
  • the limiting ranges in the case of each component alone are: Ti: 0.003% to 0.100%, Nb: 0.003% to 0.100%, and V: 0.003% to 0.100%.
  • the total content when these are arbitrarily combined is preferably 0.003 to 0.100%.
  • Cu, Ni, Mo and Cr contribute to improvement in strength. Therefore, Cu, Ni, Mo, or Cr or any combination thereof may be contained.
  • the content of Cu, Ni, Mo and Cr is preferably 0.005 to 1.000% in the case of each component alone, and 0.010% to 1.000%. Is more preferable.
  • the total content when two or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Mo and Cr are arbitrarily combined is preferably 0.005% or more and 1.000% or less. 010% or more and 1.000% or less are more preferable.
  • the content of Cu, Ni, Mo, and Cr, or the total content of any combination of two or more of them is more than 1.000%, the effect of the above-described effect is saturated, and the cost is increased. Get higher. Therefore, the upper limit of the content of Cu, Ni, Mo and Cr, or the total content when two or more of these are arbitrarily combined is 1.000%. That is, Cu: 0.005% to 1.000%, Ni: 0.005% to 1.000%, Mo: 0.005% to 1.000%, and Cr: 0.005% to 1.000%. In addition, the total content when these are arbitrarily combined is preferably 0.005 to 1.000%.
  • W, Ca, Mg, and REM contribute to fine dispersion of inclusions and increase toughness. Therefore, W, Ca, Mg, or REM or any combination thereof may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the total content of W, Ca, Mg, and REM, or any combination of two or more thereof is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.003% or more. And On the other hand, if the total content of W, Ca, Mg and REM exceeds 0.010%, the surface properties deteriorate.
  • the total content of W, Ca, Mg and REM is set to 0.010% or less, more preferably 0.009% or less. That is, W: 0.005% or less, Ca: 0.005% or less, Mg: 0.005% or less, REM: 0.01% or less, and the total content of any two or more of these is 0. It is preferably from 0.0003 to 0.010%.
  • the upper limit of the total content of any two or more of these is more preferably 0.009%, and the lower limit of the total content of any two or more of these is more preferably 0.003%.
  • REM rare earth metal
  • REM content means the total content of these 17 elements.
  • Lanthanoids are industrially added, for example, in the form of misch metal.
  • B is an element for improving hardenability, and is an element useful for increasing the strength of a steel sheet.
  • B is preferably contained at 0.0001% (1 ppm) or more. However, if B is added in an amount exceeding 0.0030% (30 ppm), the above-described effect is saturated and is economically useless. Therefore, the B content is set to 0.0030% (30 ppm) or less, preferably 0.1%. 0025% (25 ppm) or less, more preferably 0.0019% (19 ppm) or less.
  • the balance other than the above components consists of Fe and impurities.
  • Impurities are components that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps when industrially producing steel sheets, and are used for steel sheets according to the embodiments of the present invention. Means not components intentionally added.
  • the cold-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention includes a composite structure containing at least two or more structures, and the distribution of the pre-strain is changed by controlling the composite structure. This has a great feature that the bake hardenability is improved. The reason for defining the area ratio for each tissue will be described. In the following description, “%”, which is a unit of the fraction of each structure included in the steel sheet, means “area%” unless otherwise specified.
  • Ferrite 20% or more and 70% or less
  • Ferrite is a structure having low yield stress and excellent ductility and work hardening characteristics. Therefore, when the ferrite area ratio is excessively increased, the strength before the bake hardening treatment is increased, and the yield stress after the bake hardening treatment is reduced. In this case, since the bake hardenability is greatly deteriorated, the area ratio of ferrite in the steel sheet is set to 70% or less. In order to further improve bake hardenability, the area ratio of ferrite is preferably 50% or less, more preferably 45% or less.
  • the ferrite area ratio is set to 20% or more, preferably 25% or more, and more preferably 30% or more.
  • Tempered martensite 30% or more
  • Tempered martensite is a structure that increases the strength, bake hardenability, and bendability after bake hardening of a steel sheet. In general, baking hardenability is excellent because the carbon concentration is higher in the hard structure than in ferrite. In the embodiment of the present invention, such a hard structure needs to be tempered martensite in order to increase the amount of bake hardening, and also to improve the bendability and ultimate deformability after bake hardening. It is necessary to temper martensite as it is in the composite structure.
  • the pre-strain is mostly borne by the ferrite, so that the bake hardenability of tempered martensite has not been fully utilized conventionally.
  • the bake hardenability it is important that tempered martensite be deformed.
  • the area ratio of tempered martensite is set to 30% or more, preferably 40% or more, and more preferably 50% or more.
  • the area ratio of tempered martensite is preferably 80% or less, and more preferably 70% or less.
  • the total area ratio of ferrite and tempered martensite is set to 90% or more. If the total area ratio of ferrite and tempered martensite is less than 90%, a sufficient bake hardening amount and bendability after ferrite and bake hardening cannot be obtained. Therefore, the total area ratio of ferrite and tempered martensite is 90% or more, preferably 95% or more, more preferably 97% or more, and may be 100%.
  • retained austenite may be generated depending on manufacturing conditions.
  • the area ratio of this structure is obtained by subtracting the area ratio of ferrite and tempered martensite measured as described above from 100%.
  • the other structure that is, the structure such as retained austenite, is small, the effect can be ignored.
  • 90% or more, preferably 95% or more of the structure is composed of ferrite and tempered martensite, and thus the influence of retained austenite may be ignored.
  • carbides such as cementite are precipitated from martensite or ferrite during the tempering step.
  • Such carbides are difficult to measure as an area ratio because they are deposited in fine and large quantities. Therefore, when ferrite and tempered martensite contain carbide, the area ratio of these structures is measured as the area ratio of the parent phase containing the carbide.
  • the area ratio of ferrite and the area ratio of tempered martensite are determined as follows. First, a sample was taken using the thickness cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet as an observation surface, the observation surface was polished, and the structure at a quarter position of the thickness of the steel plate was subjected to SEM-EBSD (electron microscopy) at a magnification of 5000 times. Observation with a scanning electron microscope equipped with an X-ray back-scattering diffractometer), image analysis of the image in a visual field of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m and measurement of the area ratio of ferrite. Is determined as the area ratio of ferrite.
  • SEM-EBSD electron microscopy
  • a secondary electron image of the SEM is taken in a region from the depth of 3 t / 8 to t / 2 from the surface of the steel plate.
  • the magnification is 1500 times.
  • the white portion of the obtained image data is a hard tissue and the black portion is ferrite
  • the area ratio of the hard tissue is determined based on the image data.
  • the tempered state of the hard tissue is determined as follows. When observing the secondary electron image of the SEM, if the contrast of laths and blocks contained in martensite is clear or observed at, for example, 5000 times or 10000 times, if fine carbides are precipitated in the structure, In other words, it can be said that tempered, that is, the hard structure is determined to be tempered martensite.
  • the heterogeneity ⁇ defined by the equation (1) is 1.20 or less.
  • the degree of heterogeneity ⁇ is determined by the following method. In the thickness section perpendicular to the sheet width direction of the steel sheet at a position of 1/8 to 7/8 of the sheet width of the cold-rolled steel sheet, the structure at a position of 1/4 to 3/8 of the sheet thickness from the surface is 2000 Shoot at double magnification.
  • the obtained microstructure image of 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m is arranged in an xy coordinate system where the thickness direction is the x-axis and the rolling direction is the y-axis, and 1024 ⁇ 1024 pixels are represented in gray scale.
  • the microstructure image represented by the gray scale (256 gradations) is obtained from the cross section of the cold rolled steel sheet in the plane including the sheet thickness direction and the rolling direction.
  • each of the 1024 ⁇ 1024 divided regions is set to “1” when the structure is ferrite, and is set to “0” otherwise, to create a two-dimensional image, thereby creating a two-dimensional image.
  • the degree of heterogeneity ⁇ defined by the expression (1) is obtained from the microstructure image binarized.
  • the above microstructure image is, from the surface in the thickness section perpendicular to the width direction of the steel sheet at the center position of the width of the cold-rolled steel sheet, from 1/4 of the thickness from the surface.
  • a microstructure image of 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m obtained by photographing a tissue at a position up to / at a magnification of 2000 ⁇ may be used.
  • f (x, y) represents the gradation of the coordinates (x, y) of the two-dimensional image.
  • ⁇ and bake hardenability have a relationship shown in FIG. 7, and ⁇ and bendability after bake harden have a relationship shown in FIG.
  • the bake hardening amount BH becomes 100 MP or more as shown in FIGS. 7 and 8, and the minimum bending radius after bake hardening.
  • R / t which is the ratio between the thickness and the plate thickness, is less than 1.0. Therefore, the cold rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention has excellent bake hardenability and impact resistance.
  • ⁇ is preferably 1.10 or less, more preferably 1.05 or less.
  • the lower limit of ⁇ is not particularly specified, but is generally 0.90 or more.
  • the cold rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention has excellent paint bake hardening performance and has excellent impact resistance. For this reason, it is preferable to use the cold-rolled steel sheet of the present embodiment for a structural member such as an automobile which is used after being pressed.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment preferably has a tensile strength of 780 MPa or more, more preferably 800 MPa or more, and still more preferably 900 MPa or more.
  • the cold rolled steel sheet according to the present embodiment preferably has a bake hardening amount of 100 MPa or more, more preferably 120 MPa or more, and even more preferably 150 MPa or more.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment preferably has a breaking elongation of 10% or more, more preferably 12% or more.
  • the cold rolled steel sheet according to the present embodiment has excellent bendability after bake hardening, preferably has a minimum bending radius / thickness ratio of less than 1.0, and more preferably has a minimum bending radius of 0.5 or less. / Thickness ratio.
  • the following description is intended to exemplify a characteristic method for manufacturing the cold-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention, and the cold-rolled steel sheet is manufactured by a manufacturing method as described below. It is not intended to be limited to those.
  • the manufacturing method is a step of forming a slab by casting molten steel having the chemical composition described above, A rough rolling step of roughly rolling the slab in a temperature range of 1050 ° C. or more and 1250 ° C. or less, wherein the rough rolling is performed by reverse rolling in which a rolling reduction per pass is 30% or less; (I) and (ii): (I) One reciprocation in which the reduction rate of the first pass is 20% or more and 30% or less, the reduction rate of the second pass is 15% or less, and (ii) The reduction rate of the third pass is 15% or less, and A rough rolling process in which a rolling reduction of 20% or more and 30% or less and a total of two reciprocations of one reciprocation as one set includes three or more sets, and a reduction ratio between two passes during one reciprocation is 5% or more; A finish rolling step which starts less than 5 seconds after the rough rolling step and finish-rolls the rough-rolled steel sheet in a temperature range of 850 ° C.
  • each step will be described.
  • the slab can be produced, for example, by using a converter or an electric furnace to melt molten steel having the chemical composition of the steel sheet according to the embodiment of the present invention described above, and by a continuous casting method.
  • a continuous casting method an ingot making method, a thin slab casting method, or the like may be adopted.
  • the slab may be heated to a temperature range from 1000 ° C. to 1300 ° C. before performing the following rough rolling step.
  • the holding time after heating is not particularly limited, but is preferably 30 minutes or more in order to reach a predetermined temperature up to the center of the slab. In order to suppress excessive scale loss, the time is preferably 10 hours or less, more preferably 5 hours or less. In the case where direct rolling or direct rolling is performed and the temperature of the slab after casting is 1050 ° C. or more and 1250 ° C. or less, the slab may be subjected to the following rough rolling step without heating and holding.
  • the portion where the alloy element such as Mn is concentrated is inward from both surfaces of the slab. It grows almost vertically in the form of a comb and is arranged in a plurality.
  • the surface of the slab is extended in the rolling direction in each pass of the rolling.
  • the rolling direction is a direction in which the slab advances with respect to the rolling rolls.
  • the Mn segregation portion In the case of so-called unidirectional rolling, in which the direction of travel of the slab in each pass of the rough rolling is always the same direction, the Mn segregation portion is gradually inclined in the same direction for each pass while maintaining a nearly straight state. It is becoming. Further, at the end of the rough rolling, the Mn segregation portion is in a posture substantially parallel to the surface of the slab while maintaining a substantially straight state, and flat micro segregation is formed.
  • the Mn segregated portion inclined in the immediately preceding pass is inclined in the opposite direction in the next pass.
  • the Mn segregated portion has a bent shape.
  • the Mn segregation portion has a complicatedly bent shape by repeatedly performing each pass in the opposite direction alternately.
  • the rough rolling temperature is set to 1050 ° C. or more and 1250 ° C. or less.
  • the lower limit of the rough rolling temperature is preferably 1100 ° C.
  • the upper limit of the rough rolling temperature is preferably 1200 ° C.
  • the rolling reduction in one pass in the rough rolling is set to 30% or less.
  • the lower the rolling reduction the smaller the shear strain during rolling, and the lower the rolling reduction is, since the formation of a band structure is suppressed, but the lower limit of the rolling reduction is not particularly defined, but is preferably 10% or more from the viewpoint of productivity, More preferably, it is 15%.
  • the rolling reduction is controlled in each pass to change the shear stress during rolling. There must be.
  • the rolling is performed by rolling three or more sets in which a total of two reciprocations of the following (i) and (ii) are set as one set.
  • the passes in which the traveling directions are opposite to each other be performed the same number of times, that is, the total number of passes is an even number.
  • the entry side and the exit side of the rough rolling are located on opposite sides of the roll. Therefore, the number of passes (rolling) in the direction from the entry side to the exit side of the rough rolling increases once. Then, in the last pass (rolling), the Mn segregated portion becomes plate-like, and it is difficult to form a network distribution of Mn.
  • multi-stage tandem rolling in finish rolling is effective, but flat micro-segregation is easily formed by tandem rolling.
  • the holding time from the rough rolling to the finish rolling is preferably less than 5 seconds, and 3 It is more preferable to set the time to seconds or less.
  • the finish rolling After the reverse rolling in the rough rolling, by increasing the rolling reduction of the tandem rolling in the finish rolling, in order to narrow the interval of the Mn segregation zone caused by the secondary dendrite arm, the finish rolling is performed four or more consecutive times. It is preferably carried out on a rolling stand.
  • the finish rolling completion temperature is set to 850 ° C. or higher, preferably 900 ° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is set to 1050 ° C. or less.
  • the rough rolled steel sheet may be reheated after the rough rolling step and before the finish rolling step.
  • the rolling reduction of the first stand in the finish rolling is preferably 10% or less.
  • the winding temperature is preferably 200 ° C or lower.
  • austenite is transformed into hard martensite during cooling, and a large amount of strain is introduced into soft ferrite in the vicinity of martensite due to the introduction of transformation strain at that time. It contributes to miniaturization and homogenization of recrystallized ferrite.
  • the winding temperature is 200 ° C. or lower, preferably 100 ° C. or lower, and more preferably 50 ° C. or lower.
  • the bendability must be excellent in both the processing effect ability and the ultimate deformability, but the martensite finely divides the ferrite and takes a cross-linked structure to improve the work hardening ability of the ferrite, and furthermore, for a homogeneous structure Excellent in ultimate deformability.
  • the rolling reduction of the cold rolling is important to reduce the rolling reduction of the cold rolling.
  • the upper limit of the rolling reduction of the cold rolling is 30%, preferably 20%. If the rolling reduction of the cold rolling exceeds 30%, the crosslinked structure of martensite and ferrite is crushed in the sheet thickness direction, and the heterogeneity ⁇ does not satisfy the condition specified in the present invention.
  • the lower limit of the cold rolling is 5%, preferably 7%, and more preferably 10%. Making the rolling reduction of the cold rolling 30% or less is an important requirement for satisfying the condition of the heterogeneity ⁇ defined in the present invention.
  • the steel sheet obtained through the cold rolling step is subjected to an annealing treatment. Heating at the annealing temperature is performed in a temperature range of Ac 1 to 1000 ° C. for 10 seconds to 1000 seconds. This temperature range determines the area ratio between the ferrite and the hard structure.
  • the upper limit of the temperature range for the annealing treatment is preferably 870 ° C, more preferably 850 ° C.
  • the annealing time is set to 10 seconds or more in order to sufficiently recrystallize the cold-worked ferrite and to easily control the area ratio between the ferrite and the hard structure. On the other hand, if the annealing time exceeds 1000 seconds, the productivity deteriorates. Therefore, the annealing time is set to 10 seconds or more and 1000 seconds or less.
  • the upper limit of the annealing time is preferably 300 seconds.
  • the lower limit of the annealing time is preferably 200 seconds.
  • Ac 1 point is calculated by the following equation.
  • Ac 1 751-16 ⁇ C + 35 ⁇ Si-28 ⁇ Mn-16 ⁇ Ni + 13 ⁇ Cr-6 ⁇ Cu + 3 ⁇ Mo
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo are the contents (% by mass) of each element, and 0% by mass is substituted for the element not contained.
  • cooling is performed at a cooling rate of 10 ° C./sec or more and 200 ° C./sec or less.
  • the faster the cooling rate the better to freeze the tissue and effectively cause martensitic transformation.
  • the cooling rate is less than 10 ° C./sec, martensite is not sufficiently generated, and the desired structure cannot be controlled.
  • the cooling rate after annealing is set to 10 ° C./sec or more and 200 ° C./sec or less.
  • the upper limit of the cooling rate after annealing is preferably 50 ° C./sec.
  • the lower limit of the cooling rate after annealing is preferably 10 ° C./sec.
  • the cooling rate differs from the average cooling rate and means that the cooling rate does not fall below 10 ° C./sec in any temperature range during cooling.
  • the cooling stop temperature is 200 ° C. or less. This is for generating martensite after holding the annealing temperature. At this time, a step of stopping cooling at a temperature of 200 ° C. or more and 500 ° C. or less and holding the temperature for 10 seconds or more and 1000 seconds or less may be included.
  • the cooling stop temperature is preferably 55 ° C. or lower, more preferably 45 ° C. or lower.
  • the obtained steel sheet is held in a temperature range of 200 ° C. or more and 350 ° C. or less by heating in the tempering step.
  • the holding temperature is preferably from 250 ° C. to 300 ° C. If the holding temperature is lower than 200 ° C., the pre-strain distribution does not change because martensite is not tempered. If the temperature is higher than 350 ° C., the precipitation of coarse carbides reduces the total amount of solute carbon, so that the bake hardenability decreases.
  • the holding temperature is higher than the recrystallization temperature of ferrite, the distribution of the interface between the ferrite and the mother phase changes due to the recrystallized ferrite generated in the mother phase, and as a result, the cross-linked structure of martensite and ferrite is divided or May collapse.
  • the holding time is set to 100 seconds or more. Thereafter, from the viewpoint of productivity, cooling is performed at an average cooling rate of 2 ° C./sec or more to 100 ° C. or less.
  • the cooling stop temperature is preferably 50 ° C or lower, more preferably 45 ° C or lower.
  • the cold rolled steel sheet manufactured by the above method may optionally be subjected to final skin pass rolling (temper rolling).
  • final skin pass rolling By performing skin pass rolling, even if there is no pre-strain, the steel sheet is strained, so that the bake hardenability can be improved.
  • the rolling reduction In order to uniformly introduce strain into the steel sheet, the rolling reduction is set to 0.1% or more, and it is difficult to control the thickness of the steel sheet. Therefore, the upper limit is preferably set to 0.5%.
  • the cold-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • the conditions in the examples are one condition examples adopted for confirming the operability and effects of the present invention, and the present invention is not limited to these one condition examples.
  • the present invention can employ various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a slab having the chemical composition shown in Table 1 was manufactured, and the slab was heated to 1300 ° C. for 1 hour, and then subjected to rough rolling and finish rolling under the conditions shown in Table 2, and then the steel sheet was wound up and wound up as shown in Table 2. It was kept at the removal temperature for one hour to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2 mm. Thereafter, the hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled at a rolling reduction shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet having a sheet thickness shown in Table 2. Subsequently, annealing, tempering and / or skin pass rolling were performed under the conditions shown in Table 2.
  • the steel structure of the obtained cold-rolled steel sheet was observed.
  • the area ratio of ferrite, the area ratio of tempered martensite, and the degree of heterogeneity ⁇ were determined by the above-described methods.
  • the area ratio of ferrite and the area ratio of tempered martensite were determined as follows. First, a sample was taken using the thickness section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet as an observation surface, the observation surface was polished, and the structure at a quarter position of the thickness of the steel plate was observed with a SEM-EBSD at a magnification of 5000 times. Then, it was image-analyzed in a visual field of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m to measure the area ratio of ferrite, and the average of these measured values in any five visual fields was determined as the area ratio of ferrite.
  • the tensile strength TS, breaking elongation EL, bake hardening amount BH, and minimum bending radius R of the obtained cold-rolled steel sheet were measured.
  • a JIS No. 5 tensile test piece having a longitudinal direction perpendicular to the rolling direction was sampled and subjected to a tensile test in accordance with JIS Z # 2241.
  • BH is a value obtained by subtracting the stress at the time of applying a 2% pre-strain from the stress at the time of re-tensioning a test piece heat treated at 170 ° C.
  • the tensile strength is 780 MPa or more.
  • the elongation at break is preferably 10% or more in order to facilitate molding.
  • BH is less than 100 MPa, it is difficult to mold, and the strength after molding is low. Therefore, in order to have excellent bake hardenability, BH is preferably 100 MPa or more.
  • RR / t which is the ratio between the minimum bending radius and the plate thickness, is used as an index for evaluating the bendability after the paint bake hardening treatment.
  • the minimum bending radius R was measured using a V-block method defined in JIS Z 2248 (tip angle of the fitting: 90 °, tip radius R: changed from 0.5 mm to 0.5 mm pitch) with a specimen width of 30 mm. Carried out. If the ratio of the minimum bending radius to the plate thickness, R / t, is not less than 1.0, the test specimen after the paint baking hardening treatment is immediately broken by the bending stress generated during the bellows-like deformation at the time of collision. There are cases. That is, the collision performance as a component is poor. Therefore, it is preferable that R / t, which is the ratio between the minimum bending radius after the BH measurement and the plate thickness, is less than 1.0.
  • Comparative Example 2 the tempered martensite did not have a desired area ratio because the tempering holding time was too short, and the BH of the steel was low and the R / t was high.
  • Comparative Example 4 the cross-linking structure of martensite and ferrite could not be maintained because the rolling reduction of the cold rolling was high, and as a result, the heterogeneity ⁇ increased, the BH was low, and the R / t was high.
  • Comparative Example 5 the tempered martensite did not have a desired area ratio because the tempering holding temperature was low, and the BH of the steel was low and the R / t was high.
  • Comparative Example 12 coarse carbides were precipitated because the tempering holding temperature was high, and the crosslinked structure of martensite and ferrite could not be maintained due to the formation of recrystallized ferrite. BH was low and R / t was high. In Comparative Example 13, since the C content was low, ferrite and tempered martensite did not have a desired area ratio, and the TS and BH of the steel were low. In Comparative Example 14, coarse carbides were precipitated because the Si content was low, and the BH was low and the R / t was high. In Comparative Example 16, since the completion temperature of the finish rolling was low, the heterogeneity ⁇ was large, the BH was low, and the R / t was high.
  • Comparative Example 18 since the Mn content was low, tempered martensite did not have a desired area ratio, and TS and BH were low and R / t was high.
  • Comparative Example 19 the difference in rolling reduction between the two passes included in one round trip of the rough rolling was low, so that the heterogeneity ⁇ was large, the BH was low, and the R / t was high.
  • Comparative Example 21 since the rolling reduction of the rough rolling was high, the heterogeneity ⁇ was large, the BH was low, and the R / t was high.
  • Comparative Example 24 since the winding temperature was high, the formation of martensite was suppressed, and as a result, the heterogeneity ⁇ increased, the BH was low, and the R / t was high.
  • Comparative Example 26 the crosslinked structure of tempered martensite and ferrite could not be obtained because the number of rough rolling was small, the heterogeneity ⁇ increased, the BH was low, and the R / t was high.
  • Comparative Example 28 since the holding time from rough rolling to finish rolling was long, a crosslinked structure of tempered martensite and ferrite could not be obtained, the heterogeneity ⁇ increased, the BH was low, and the R / t was high. .
  • Comparative Example 31 since the formation of martensite in the hot-rolled steel sheet was suppressed because the winding temperature was high, the amount of strain introduced into the ferrite was small, and as a result, the heterogeneity ⁇ increased, and the BH was low and R / T was high.
  • Comparative Example 32 the cross-linking structure of martensite and ferrite could not be maintained due to the high rolling reduction of the cold rolling, and as a result, the heterogeneity ⁇ increased, the BH was low, and the R / t was high.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention can be used as a structural member of an automobile particularly in the automobile industry.

Landscapes

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

Abstract

本願発明に係る焼付硬化量が高くかつ焼付硬化後の曲げ性に優れる冷延鋼板は、所定の組成を有し、面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び３０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計が９０％以上であり、組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、次いでミクロ組織画像をｘ軸方向に１０２４個、ｙ軸方向に１０２４個分割して１０２４×１０２４個の分割領域を形成し、分割領域のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成し、２次元画像に対して２次元離散フーリエ変換を実施したときに得られる不均質度αが１．２０以下である。

Description

冷延鋼板
　本発明は、冷延鋼板、具体的には主としてプレス加工されて使用される自動車等の構造部材に好適な、塗装焼付硬化性能と耐衝撃性に優れた冷延鋼板に関するものである。本願は、２０１８年１０月４日に、日本に出願された特願２０１８－１８９１６４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車の燃費向上に寄与する軽量化の観点から高強度鋼板の適用が拡大しているが、自動車用部品の多くはプレス成形により製造されるため、高い強度と同時に優れた成形性が要求される。また、乗員の安全確保という目的から、耐衝突性の向上も望まれており、高強度を有しながらも衝突時に発生する曲げ応力に対して優れた曲げ変形能を有する素材が求められる。そのため、成形加工時には比較的軟質で成形しやすく、成形加工後、塗装焼付時の焼付硬化量が大きく、かつ焼付硬化後の曲げ性に優れた素材が求められている。
　前記焼付硬化は、プレス成形（以下、「予ひずみ」ともいう）によって入る転位（塑性変形の素過程となる線欠陥）に、侵入型元素（主に炭素）が移動・固着することでその運動を阻害し、強度が上昇する現象で、ひずみ時効とも呼ばれる。焼付硬化量は軟鋼板などのフェライト単相組織においては、固溶炭素の量で制御できる。
　一方、高強度鋼板においては、加工性を確保するために、その多くが硬質組織（マルテンサイト）と、軟質組織（フェライト）を含有する複合組織である。その中で、高い焼付硬化性を担うのは、固溶炭素を多く含む硬質組織（マルテンサイト）である。しかしながら、固溶炭素を多く含む硬質組織は高強度を実現できるものの、焼付硬化性と焼付硬化後の曲げ性を両立させることは難しかった。すなわち、マルテンサイトはフェライトに比べ固溶炭素量が多く転位密度も高いために焼付硬化性に優れるが、曲げ性に劣る。
　例えば特許文献１には、ベイナイト及びマルテンサイトからなる組織を主として含み、フェライトの面積率を５％以下に制限することで高い焼付硬化性を確保した冷延鋼板が開示されている。しかし、この鋼板はベイナイト及びマルテンサイトの硬質組織を多く含むため、予ひずみが２％以上では、複合組織中で硬質相と軟質相のそれぞれで焼付硬化が起こる。このため、焼付硬化処理後の組織は強度が不均一となることから、優れた焼付硬化後の曲げ性は発現しない。
　特許文献２には、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを含むことで加工性及び焼付硬化性を向上させた鋼板が開示されている。しかし、特許文献２では、焼付硬化後の曲げ性を改善するという観点からは何ら十分な検討がなされていない。
日本国特開２００８－１４４２３３号公報 日本国特開２００３－２７７８８４号公報
　したがって、本発明は、焼付硬化量が高くかつ焼付硬化後の曲げ性に優れる冷延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成するために、焼付硬化量と焼付硬化後の曲げ性について調査した。その結果、本発明者らは、フェライトと焼戻しマルテンサイトとを含む冷延鋼板の組織において、フェライトが焼戻しマルテンサイトにより圧延方向及び板厚方向に微細かつ均質に分割される架橋構造をとる場合に、当該冷延鋼板は焼付硬化量が高くかつ焼付硬化後の曲げ性に優れることを見出した。さらに、本発明者らは、冷延鋼板のミクロ組織画像を２次元フーリエ変換して得られる周波数スペクトルを利用することにより、このような架橋構造を定量化できることを見出し、本発明を完成させた。
　上記目的を達成し得た冷延鋼板は、以下のとおりである。
 （１）質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．３０％、
　Ｓｉ：０．２００～２．０００％、
　Ｍｎ：２．００～４．００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～０．１００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｍｏ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～１．０００％、
　Ｗ：０～０．００５％、
　Ｃａ：０～０．００５％、
　Ｍｇ：０～０．００５％、
　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
　Ｂ：０～０．００３０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
　面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び３０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、
　フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計が９０％以上であり、
　前記冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、次いで前記ミクロ組織画像をｘ軸方向に１０２４個、ｙ軸方向に１０２４個分割して１０２４×１０２４個の分割領域を形成し、前記分割領域のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成し、前記２次元画像に対して、式（１）で定義される不均質度αが１．２０以下である、冷延鋼板。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　式（１）において、Ｓｕは式（２）で定義され、Ｓｖは式（３）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
 　式（２）及び式（３）において、Ｆ（ｕ，ｖ）は式（４）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
　式（４）において、ｆ（ｘ，ｙ）は、前記２次元画像の座標（ｘ，ｙ）の階調を表す。
（２）更に、質量％で、
　Ｔｉ：０．００３～０．１００％、
　Ｎｂ：０．００３～０．１００％、
　Ｖ：０．００３～０．１００％
の１種又は２種以上を合計で０．１００％以下含有する、（１）に記載の冷延鋼板。
（３）前記ミクロ組織画像が、前記冷延鋼板の板幅の中央位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像である、（１）又は（２）のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
　本発明によれば、フェライトが焼戻しマルテンサイトにより圧延方向及び板厚方向に微細かつ均質に分割される架橋構造を持つことで、高い焼付硬化量と焼付硬化後の曲げ性に優れた複合組織を有する冷延鋼板を提供することができる。この冷延鋼板は、プレス成形性に優れ、プレス成形後の塗装時に焼付を受けることでさらに高強度化し、その後の曲げ性にも優れる。したがって、鋼板が衝撃力を受け、蛇腹状に変形する際に生じる曲げ応力に対しても高い衝撃吸収性を有する為、自動車等の分野の構造部材として適している。
本発明の一実施形態による冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像である。 図１の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。 冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像の例示的な模式図である。 図３の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。 冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像の例示的な模式図である。 図５の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。 不均質度αと焼付硬化量ＢＨとの関係を示すグラフである。 不均質度αと焼付硬化後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔとの関係を示すグラフである。
 ＜冷延鋼板＞
　本発明の実施形態に係る冷延鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．３０％、
　Ｓｉ：０．２００～２．０００％、
　Ｍｎ：２．００～４．００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｔｉ：０～０．１００％、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～０．１００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｍｏ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～１．０００％、
　Ｗ：０～０．００５％、
　Ｃａ：０～０．００５％、
　Ｍｇ：０～０．００５％、
　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
　Ｂ：０～０．００３０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
　面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び３０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、
　フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計が９０％以上であり、
　前記冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、次いで前記ミクロ組織画像をｘ軸方向に１０２４個、ｙ軸方向に１０２４個分割して１０２４×１０２４個の分割領域を形成し、前記分割領域のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成し、前記２次元画像に対して、式（１）で定義される不均質度αが１．２０以下であることを特徴としている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
　式（１）において、Ｓｕは式（２）で定義され、Ｓｖは式（３）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　式（２）及び式（３）において、Ｆ（ｕ，ｖ）は式（４）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　式（４）において、ｆ（ｘ，ｙ）は、前記２次元画像の座標（ｘ，ｙ）の階調を表す。
　例えば、フェライトとマルテンサイトを含有する複合組織を含む鋼板の焼付硬化性を向上させるためには、鋼板中のフェライト及びマルテンサイトの両方に、予ひずみを均一に導入する必要があり、また、焼付硬化後の曲げ性を向上させる観点からは、当該鋼板の組織を均質にすることが重要である。以上の知見に鑑みて、本発明者らは、本実施形態に係る鋼板では、上述の式によって定義される不均質度αを１．２０以下に規定した。不均質度αが１．２０以下である場合、当該冷延鋼板の焼付硬化性及び焼付硬化後の曲げ性を顕著に改善することができることを、本発明者らは見出した。
　フェライトと焼戻しマルテンサイトを含有する複合組織を含む冷延鋼板において不均質度αを１．２０以下とする場合、例えば、焼戻しマルテンサイトによって、冷延鋼板の圧延方向及び板厚方向にフェライトが微細かつ均質に分割した架橋構造を形成される。ここで、「冷延鋼板の圧延方向及び板厚方向にフェライトが微細かつ均質に分割した架橋構造」とは、鋼板内部において、鋼板の圧延方向及び板厚方向に広がるように、焼き戻しマルテンサイトがランダムに連結しており、その内部にフェライトが微細かつ均質に分散される構造を意図した表現である。これは、板厚方向ｘと圧延方向ｙを含む鋼板の断面から組織を観察した際、焼き戻しマルテンサイトが同一厚み領域に広がる状態が複数存在し、これらの同一厚み領域が、板厚方向ｘに伸びる平行線により、ランダムな配置で連結された状態となる（図３参照）。その結果、上記断面において、フェライトは、焼き戻しマルテンサイトによって微細に分割されている。ただし、この架橋構造は、不均質度αが１．２０である鋼板における組織の構成の一例にすぎないことに留意されたい。
　不均質度αが１．２０以下である構造を得るために、後述する製造条件の制御が必要となる。以下、このようなフーリエ変換による架橋構造の定量化について詳しく説明する。
　まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置で、観察倍率２０００倍で３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像をグレースケール（２５６階調）にて撮影する。得られたミクロ組織画像は、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置され、１０２４×１０２４個の画素（前記分割領域に相当）を有する。次いで、１０２４×１０２４個の画素のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成する。なお、本発明の特定の実施形態では、上記のミクロ組織画像は、冷延鋼板の板幅の中央位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像であってもよい。
　２階調化の画像処理は、例えば、画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅＪを用いて行うことができる。画素のそれぞれについて、組織がフェライトである場合に黒、そうでない場合に白となるように２値化処理を施す。２値化の閾値は、「Ｇｌａｓｂｅｙ，ＣＡ（１９９３），“Ａｎ　ａｎａｌｙｓｉｓ　ｏｆ　ｈｉｓｔｏｇｒａｍ－ｂａｓｅｄ　ｔｈｒｅｓｈｏｌｄｉｎｇ　ａｌｇｏｒｉｔｈｍｓ”，ＣＶＧＩＰ：Ｇｒａｐｈｉｃａｌ　Ｍｏｄｅｌｓ　ａｎｄ　Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　５５：５３２－５３７」に記載されている輝度値の平均値を閾値として採用する手法を用いて決定される。このアルゴリズムはＩｍａｇｅＪに実装されており、Ａｕｔｏ　ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ機能を利用して閾値の決定方法をＭｅｔｈｏｄ＝Ｍｅａｎとすることで自動的に２値化される。すなわち、２値化の閾値は、ＩｍａｇｅＪにてＭｅｔｈｏｄ＝Ｍｅａｎ、ｒａｄｉｕｓ＝１５として、各ピクセル値を、着目したピクセルを中心として半径１５ピクセル以内のピクセル値の平均と置き換えて、スムージングした後のヒストグラムから自動的に決定される。
　このようにして得られた２次元画像の一例を図１に示す。図１は、本発明の一実施形態による冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像である。図１中のｘ軸は板厚方向に対応し、ｙ軸は圧延方向に対応している。図１において、黒色部がフェライトを示し、白色部が焼戻しマルテンサイトを示している。図１から明らかなように、黒色のフェライト相は白色の焼戻しマルテンサイト相によって冷延鋼板の圧延方向及び板厚方向に微細かつ均質に分割されており、架橋構造が形成されていることがわかる。
　次に、２階調化して得られた２次元画像から、各画素（ｘ，ｙ）（ｘ＝０～１０２３、ｙ＝０～１０２３）の２次元データｆ（ｘ，ｙ）を得る。ｆ（ｘ，ｙ）は座標（ｘ，ｙ）の画素の階調を表す。得られた２次元データに対して、式（４）で定義される２次元離散フーリエ変換（２Ｄ　ＤＦＴ）を実施する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
　ここで、Ｆ（ｕ，ｖ）は、２次元データｆ（ｘ，ｙ）の２次元離散フーリエ変換後の２次元周波数スペクトルである。周波数スペクトルＦ（ｕ，ｖ）は一般に複素数であり、２次元データｆ（ｘ，ｙ）の周期性及び規則性の情報を含む。換言すれば、周波数スペクトルＦ（ｕ，ｖ）は、図１に示すような２次元画像内におけるフェライト及び焼戻しマルテンサイトの組織の周期性及び規則性に関する情報を含む。
　図２は、図１の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。図２の横軸はｖ軸で、その範囲はｖ＝－１０２３～１０２３であり、縦軸はｕ軸で、その範囲はｕ＝－１０２３～１０２３である。図２の周波数スペクトル図は、白黒階調画像（グレースケール画像）であり、スペクトル強度の最大値が白色、最小値が黒色で表されている。図２では、スペクトル強度の高い部分（図２中の白色部分）は、中心部からｖ軸及びｕ軸方向に伸びた形状を有し、境界が明確でない。
　周波数スペクトルＦ（ｕ，ｖ）において、ｕ軸上のスペクトルの絶対値（即ち、スペクトル強度）の総和Ｓｕは、式（２）で定義される。同様に、周波数スペクトルＦ（ｕ，ｖ）において、ｖ軸上のスペクトルの絶対値の総和Ｓｖは、式（３）で定義される。さらに、Ｓｖに対するＳｕの比は、式（１）で定義され、本発明において不均質度αと称される。Ｓｕ及びＳｖを定義する式（２）及び式（３）の総和の中には、（ｕ，ｖ）空間で座標（０，０）のスペクトルの絶対値は含まれない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
　以下、図１に示すミクロ組織を、組織１という。組織１は、先に述べたとおり、フェライトが焼戻しマルテンサイトにより分割された架橋構造を有している。また、組織１の周波数スペクトル図（図２）は、同様に先に述べたとおり、白色部が画像の中心部からｕ軸及びｖ軸方向に沿って伸びた形状を有している。
　理解を容易にするため、図１及び２に示されるような架橋構造と周波数スペクトル図との関係を模式図（図３～６）を用いて以下に詳しく説明する。図３及び５は、冷延鋼板のミクロ組織を２階調化した２次元画像の例示的な模式図である。図３及び５において、黒色部はフェライトを示し、白色部は焼戻しマルテンサイトを示している。図４及び６はそれぞれ図３及び５の２次元画像を２次元離散フーリエ変換して得られた周波数スペクトル図である。図３と図５を参照すると、図５の２次元画像は、図３の２次元画像に比べて、フェライト（黒色部）が焼戻しマルテンサイト（白色部）によって、より微細かつ均質に分割された架橋構造を有していることがわかる。また、周波数スペクトル図である図４と図６を参照すると、図４の周波数スペクトル図は、図６の周波数スペクトル図に比べて白色部のｕ軸方向への広がりがｖ軸方向の広がりに比べて顕著である。その結果として、不均質度αは図３よりも図５の方が低い値をとる。要するに、不均質度αが低いほど、白色部分のｕ軸方向への広がりと、ｖ軸方向への広がりに差がなくなり、すなわち冷延鋼板の組織がより微細かつ均質に分割された架橋構造を有することがわかる。実際に、図１の本発明の一実施形態による組織１に対して不均質度αを計算すると１．１４となり、１．２０以下の範囲内に制御されている。
　また、組織１の焼付硬化量は１０５ＭＰａであり、同様に、組織１の焼付硬化後の最小曲げ半径／板厚比は０．４である。最小曲げ半径／板厚比が小さいほど、焼付硬化後の曲げ性が優れていると評価することができる。なお、これらの値は後述の実施例と同じ条件で測定されたものである。
　図７は、不均質度αと焼付硬化量ＢＨとの関係を示すグラフである。図８は、不均質度αと焼付硬化後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔとの関係を示すグラフである。図７及び図８は、上で説明した本発明の実施形態の範囲内にある化学組成及び組織を有しかつαが異なる複数の冷延鋼板を製造し、次いでこれらの冷延鋼板に対して、実施例と同じ焼付硬化処理及び曲げ試験を実施して得られたデータをプロットしたものである。図７及び８を参照すると、αが小さくなると、とりわけαが１．２０以下になると、焼付硬化量ＢＨが大きく向上し、焼付硬化後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔが顕著に低下する傾向があることが分かる。この結果は、フェライトと焼戻しマルテンサイトを含有する複合組織を含む冷延鋼板において、フェライトを焼戻しマルテンサイトによって冷延鋼板の圧延方向及び板厚方向に微細かつ均質に分割した架橋構造であって、αが１．２０以下となるような架橋構造を形成することで、当該冷延鋼板の焼付硬化性及び焼付硬化後の曲げ性を顕著に改善できることを示すものである。
　以下、本発明の一実施形態の例を説明する。
（Ｉ）化学成分
　まず、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学成分組成について説明する。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．０５％～０．３０％）
　Ｃは、焼き入れ性を高め、マルテンサイト組織に含有させることにより強度を高める作用を有する。また、焼付硬化性を高める作用を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０７％以上とし、より好ましくは０．０９％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３０％超では、溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２０％以下とし、より好ましくは０．１４％以下とする。
 （Ｓｉ：０．２００％～２．０００％）
　Ｓｉは炭化物の生成を抑え、焼付硬化に必要な固溶Ｃを確保するのに必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．２００％未満では、十分な作用効果が得られないことがある。よって、Ｓｉ含有量は０．２００％以上とする。また、Ｓｉは焼付硬化に優れる鋼板の高強度化にも有用である。この作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．５００％以上とすることが好ましく、０．８００％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．０００％超では、表面性状が劣化したり、添加効果が飽和して徒にコストを上昇させたりする。従って、Ｓｉ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．５００％以下とし、より好ましくは１．１００％以下とする。
（Ｍｎ：２．００％～４．００％）
　Ｍｎは焼き入れ性向上元素であり、鋼板の高強度化に有用である。このような作用を有効に発揮するには、Ｍｎ含有量は２．００％以上とし、好ましくは２．３０％以上とし、より好ましくは２．６０％以上とする。しかし、過剰のＭｎ添加はＭｎＳの析出により低温靱性が低下するため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは３．５０％以下とし、より好ましくは３．００％以下とする。
（Ａｌ：０．００１％～２．０００％）
　Ａｌは、脱酸及び炭化物形成元素の歩留まり向上に対して効果を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２．０００％超では、溶接性が低下したり、酸化物系介在物が増加して表面性状が劣化したりする。従って、Ａｌ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．０００％以下とし、より好ましくは０．０３０％以下とする。
（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．１００％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０３０％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０１０％以上としてもよい。また、Ｐは強度の向上に寄与するため、このような観点から、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０１０％以上としてもよい。
（Ｓ：０．０１０％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。Ｓ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。特に、Ｓ含有量が０．０１０％超で、溶接性の低下及び低温靱性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００７％以下とし、より好ましくは０．００３％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．００３％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１０％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１０％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００６％以下とし、より好ましくは０．００３％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの基本成分組成は上記の通りである。さらに当該鋼板及びスラブは、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。
（Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．１００％以下）
　Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは強度の向上に寄与する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶの含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．００３％以上とし、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶの含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量が０．１００％超では、熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は０．１００％以下とし、より好ましくは０．０３０％以下とする。つまり、各成分単独の場合の制限範囲を、Ｔｉ：０．００３％～０．１００％、Ｎｂ：０．００３％～０．１００％、及びＶ：０．００３％～０．１００％とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００３～０．１００％であることが好ましい。
（Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下）
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒは強度の向上に寄与する。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、若しくはＣｒ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量は、各成分単独の場合、０．００５～１．０００％が好ましい範囲であり、０．０１０％～１．０００％であることがより好ましい。また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒからなる群から選ばれる２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５％以上１．０００％以下が満たされることが好ましく、０．０１０％以上１．０００％以下がより好ましい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が１．０００％超では、上記作用による効果が飽和して、徒にコストが高くなる。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量の上限は１．０００％とする。つまり、Ｃｕ：０．００５％～１．０００％、Ｎｉ：０．００５％～１．０００％、Ｍｏ：０．００５％～１．０００％、及びＣｒ：０．００５％～１．０００％とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５～１．０００％であることが好ましい。
（Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下）
　Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める。従ってＷ、Ｃａ、Ｍｇ若しくはＲＥＭ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．０００３％以上とし、より好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量が０．０１０％超では、表面性状が劣化する。従って、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量は０．０１０％以下とし、より好ましくは０．００９％以下とする。つまり、Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下であって、これらの任意の２種以上の合計含有量が０．０００３～０．０１０％であることが好ましい。これらの任意の２種以上の合計含有量の上限が０．００９％であることがより好ましく、これらの任意の２種以上の合計含有量の下限が０．００３％であることがより好ましい。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
（Ｂ：０．００３０％以下）
　Ｂは焼き入れ性向上元素であり、鋼板の高強度化に有用な元素である。Ｂは０．０００１％（１ｐｐｍ）以上含有させるとよい。しかし、Ｂを０．００３０％（３０ｐｐｍ）を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、Ｂ含有量は０．００３０％（３０ｐｐｍ）以下とし、好ましくは０．００２５％（２５ｐｐｍ）以下であり、より好ましくは０．００１９％（１９ｐｐｍ）以下である。
　本発明の実施形態に係る鋼板において、上記成分以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の実施形態に係る鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを意味する。
（ＩＩ）鋼の組織
　本発明の実施形態に係る冷延鋼板は、少なくとも２つ以上の組織を含有する複合組織を含むものであり、その複合組織を制御することで、予ひずみの分配を変化させ、焼付硬化性が向上することに大きな特徴をもつものである。各組織についてその面積率を規定した理由について説明する。以下の説明において、鋼板に含まれる各組織の分率の単位である「％」は、特に断りがない限り「面積％」を意味する。
（フェライト：２０％以上７０％以下）
　フェライトは降伏応力が低く、優れた延性と加工硬化特性を有する組織である。このため、フェライト面積率を過度に高めると、焼付硬化処理前の強度が高まり、且つ焼付硬化処理後の降伏応力が低下する。この場合には、焼付硬化性が大きく劣化することから、鋼板中のフェライト面積率は７０％以下とする。焼付硬化性を更に高めるにはフェライト面積率は５０％以下とすることが好ましく、４５％以下とすることが更に好ましい。一方、フェライト面積率が２０％未満では、硬質組織に予ひずみが入りすぎてしまい、逆に焼付硬化性を劣化させてしまうと共に、良好な延性が得られなくなる。従って、フェライト面積率は２０％以上とし、好ましくは２５％以上とし、より好ましくは３０％以上とする。
　（焼戻しマルテンサイト：３０％以上）
　本発明の実施形態では、上記フェライトの他に、焼戻しマルテンサイトを３０％以上含有させることとする。焼戻しマルテンサイトは鋼板の強度と焼付硬化性及び焼付硬化後の曲げ性を高める組織である。一般的に、フェライトよりも硬質組織の方において炭素濃度が高いため、焼付硬化性は優れている。本発明の実施形態では、焼付硬化量を高めるために、このような硬質組織が焼戻しマルテンサイトであることが必要であり、また、焼付硬化後の曲げ性や極限変形能を向上させるためにも、複合組織中の焼き入れままマルテンサイトを焼戻す必要がある。しかし、複合組織として軟らかいフェライトと焼戻しマルテンサイトがあった場合、予ひずみはほとんどフェライトが担うため、従来は焼戻しマルテンサイトの焼付硬化性を十分に活用できていない。焼付硬化性を上昇させるためには焼戻しマルテンサイトに変形を担わせることが重要である。しかし、焼戻しマルテンサイトが少なすぎるとフェライト相のみが変形を担ってしまうため、３０％以上は必要である。よって、焼戻しマルテンサイトの面積率は３０％以上、好ましくは４０％以上とし、より好ましくは５０％以上とする。一方で、焼戻しマルテンサイトの面積率は８０％以下とすることが好ましく、７０％以下とすることがより好ましい。
（フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０％以上）
　本発明の実施形態では、フェライト及び焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は９０％以上とする。フェライト及び焼戻しマルテンサイトの面積率の合計が９０％未満となると、十分な焼付硬化量とフェライトと焼付硬化後の曲げ性が得られない。よって、フェライト及び焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は９０％以上、好ましくは９５％以上とし、より好ましくは９７％以上とし、１００％であってもよい。
（その他の組織）
　後で説明する本発明の冷延鋼板の好ましい製造方法では、製造条件により残留オーステナイトが生成する場合がある。この組織の面積率は、上記によって測定されたフェライトと焼戻しマルテンサイトの面積率を１００％から差し引いたものである。本発明の実施形態では、フェライト及び焼戻しマルテンサイトへの予ひずみ分配制御が重要であるため、その他の組織、すなわち残留オーステナイト等の組織は少量であれば、その影響は無視することができる。上記のとおり、本発明の実施形態では、組織の９０％以上、好ましくは９５％以上がフェライト及び焼戻しマルテンサイトから構成されているため、残留オーステナイトの影響は無視してもよい。
　同様に、後で説明する本発明の冷延鋼板の好ましい製造方法では、焼戻し工程の際に、マルテンサイトやフェライトからセメンタイト等の炭化物が析出する。このような炭化物は、微細かつ大量に析出するために、面積率として測定するのが難しい。よって、フェライト及び焼戻しマルテンサイトが炭化物を含む場合には、これらの組織の面積率は、当該炭化物を含む母相の面積率として計測する。
　本発明において、フェライトの面積率及び焼戻しマルテンサイトの面積率は、次のようにして決定される。まず、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、当該鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ－ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡）で観察し、それを１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してフェライトの面積率を測定し、任意の５視野以上におけるこれらの測定値の平均が本発明におけるフェライトの面積率として決定される。
　次いで、鋼板の表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの領域のＳＥＭの２次電子像を撮影する。このとき、例えば倍率は１５００倍とする。得られた画像データの白色部分が硬質組織であり、黒色部分がフェライトであることから、当該画像データに基づいて硬質組織の面積率が決定される。硬質組織の焼戻し状態は、次のようにして判断される。上記ＳＥＭの２次電子画像を観察した際、マルテンサイトに含まれるラスやブロックのコントラストが明瞭であるか又は例えば５０００倍若しくは１００００倍で観察した際、組織内に微細炭化物が析出していれば、焼戻しされているといえ、すなわち当該硬質組織は焼戻しマルテンサイトと判断される。
（不均質度α）
　本実施形態の冷延鋼板は式（１）で定義される不均質度αが１．２０以下である。不均質度αは次の方法で求める。冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影する。得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、１０２４×１０２４個の各画素をグレースケールで表す。したがって、グレースケール（２５６階調）で表されるミクロ組織画像は、冷延鋼板のうち、板厚方向及び圧延方向を含む面での断面から得られる。次いで、１０２４×１０２４個の各分割領域を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成する。最後に、２次元離散フーリエ変換を用いて、２階調化されたミクロ組織画像から式（１）で定義される不均質度αを求める。なお、本発明の特定の実施形態では、上記のミクロ組織画像は、冷延鋼板の板幅の中央位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像であってもよい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000012
　式（１）において、Ｓｕは式（２）で定義され、Ｓｖは式（３）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000013
 　式（２）及び式（３）において、Ｆ（ｕ，ｖ）は式（４）で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000014
　式（４）において、ｆ（ｘ，ｙ）は、前記２次元画像の座標（ｘ，ｙ）の階調を表す。
　上述の通り、αと焼付硬化性とは図７に示す関係性を有し、そしてαと焼付硬化後の曲げ性とは図８に示す関係性を有する。本発明の一実施形態による冷延鋼板は組織から求めたαが１．２０以下であれば、図７及び８に示す通り、焼付硬化量ＢＨが１００ＭＰ以上となり、そして焼付硬化後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔが１．０未満となる。したがって、本発明の一実施形態による冷延鋼板は優れた焼付硬化性及び耐衝撃性を有する。αは、好ましくは１．１０以下であり、さらに好ましくは１．０５以下である。αの下限値は特に規定しないが、一般的には０．９０以上である。
　以上のことから、本発明の一実施形態による冷延鋼板は、塗装焼付硬化性能に優れ、かつ優れた耐衝撃性を有する。このため、本実施形態の冷延鋼板はプレス加工されて使用される自動車等の構造部材に用いることが好ましい。
（機械特性）
　本実施形態による冷延鋼板は、好ましくは７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、より好ましくは８００ＭＰａ以上、さらに好ましくは９００ＭＰａ以上の引張強度を有する。
　本実施形態による冷延鋼板は、好ましくは１００ＭＰ以上の焼付硬化量を有し、より好ましくは１２０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１５０ＭＰａ以上の焼付硬化量を有する。
　本実施形態による冷延鋼板は、好ましくは１０％以上の破断伸びを有し、より好ましくは１２％以上の破断伸びを有する。本実施形態による冷延鋼板は、優れた焼付硬化後の曲げ性を有し、好ましくは１．０未満の最小曲げ半径／板厚比を有し、より好ましくは０．５以下の最小曲げ半径／板厚比を有する。
（ＩＩＩ）製造方法
　次に、本発明の実施形態に係る冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　以下の説明は、本発明の実施形態に係る冷延鋼板を製造するための特徴的な方法の例示
を意図するものであって、当該冷延鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
　上記製造方法は、上で説明した化学成分組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを形成する工程、
　前記スラブを１０５０℃以上１２５０℃以下の温度域で粗圧延する粗圧延工程であって、前記粗圧延が１パス当たりの圧下率が３０％以下のリバース圧延によって行われ、前記リバース圧延が、下記（ｉ）及び（ｉｉ）：
　（ｉ）第１パスの圧下率が２０％以上３０％以下、第２パスの圧下率が１５％以下の１往復、及び
　（ｉｉ）第３パスの圧下率が１５％以下、第４パスの圧下率が２０％以上３０％以下の１往復
の合計２往復を１セットとする圧延を３セット以上含み、１往復する際の２パス間の圧下率差が５％以上である粗圧延工程、
　前記粗圧延工程の後５秒未満で開始され、粗圧延された鋼板を８５０℃以上１０５０℃以下の温度域で仕上げ圧延する仕上げ圧延工程であって、前記仕上げ圧延が４つ以上の連続する圧延スタンドで行われ、第一スタンドの圧下率が１５％未満であり、仕上げ圧延された鋼板が２００℃以下の温度域で巻き取られる仕上げ圧延工程、
　得られた熱延鋼板を３０％以下の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程、
　得られた冷延鋼板をＡｃ１以上１０００℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持し、次いで１０℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する焼鈍工程、並びに
　得られた鋼板を２００℃以上３５０℃以下の温度域で１００秒以上保持する焼戻し工程を含むことを特徴としている。以下、各工程について説明する。
（スラブの形成工程）
　スラブは、例えば、転炉又は電気炉等を用いて、上で説明した本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造することができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
（粗圧延工程）
　該スラブは以下の粗圧延工程を施す前に、１０００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱してもよい。加熱した後の保持時間は特に規定しないが、スラブ中心部まで所定の温度にするために、３０分間以上とすることが好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延又は直接圧延を行う場合であって、鋳造後のスラブの温度が１０５０℃以上１２５０℃以下であれば、加熱と保持を施さずにそのまま以下の粗圧延工程に供してもよい。
　リバース圧延のみを用いた粗圧延を施すことによって、スラブ中のＭｎ偏析部を一方向に引き伸ばされた板状にすることなく、複雑形状に制御することが可能となる。したがって、後の工程において、バンド状組織の形成を抑制するとともに、フェライトが複雑に入り組んだ組織が得られる。その結果として、最終的に、不均質度αが１．２０以下に制御され、フェライトが焼戻しマルテンサイトにより微細かつ均質に分割された架橋構造を有する複合組織を含む冷延鋼板を得ることができる。なお、従来の複合組織を含む冷延鋼板は、以下に説明するような１往復における圧下率差をつけたリバース圧延が施されていないため、不均質度αを１．２０以下にすることができない。
　上記のＭｎ偏析部の複雑形状化についてより詳しく説明すると、まず、粗圧延を開始する前のスラブにおいては、Ｍｎ等の合金元素が濃化した部分が、スラブの両方の表面から内部に向かって櫛状の形態でほぼ垂直に成長して複数並んだ状態になっている。一方、粗圧延では、圧延の１パスごとに、スラブの表面は圧延の進行方向に伸ばされることとなる。圧延の進行方向とは、圧延ロールに対してスラブが進行していく方向である。このようにスラブの表面が圧延の進行方向に伸ばされることにより、スラブの表面から内部に向かって成長しているＭｎ偏析部は、圧延の１パスごとにスラブの進行方向に傾斜した状態にされる。
　粗圧延の各パスにおけるスラブの進行方向が常に同じ方向であるいわゆる一方向圧延の場合、Ｍｎ偏析部は、ほほ真っ直ぐな状態を保ったまま、パスごとに同じ方向に向かって徐々に傾斜が強くなっていく。また、粗圧延の終了時には、Ｍｎ偏析部は、ほほ真っ直ぐな状態を保ったまま、スラブの表面に対してほぼ平行な姿勢となり、扁平なミクロ偏析が形成されてしまう。
　一方、粗圧延の各パスにおけるスラブの進行方向が交互に反対の方向となるリバース圧延の場合は、直前のパスで傾斜させられたＭｎ偏析部が、次のパスでは逆の方向に傾斜させられることとなり、その結果、Ｍｎ偏析部は折れ曲がった形状となる。このため、リバース圧延においては、交互に反対の方向となる各パスが繰り返し行われることにより、Ｍｎ偏析部が複雑に折れ曲がった形状となる。
　粗圧延の温度が、１０５０℃未満では、後の仕上げ圧延工程において８５０℃以上の温度で圧延を完了することが難しく、鋼板の形状が不良となる。また、１２５０℃超ではスラブ予加熱時のスケールロスが増大する上、スラブ割れ発生の要因になることから、粗圧延温度は１０５０℃以上１２５０℃以下とする。粗圧延温度の下限値は１１００℃であることが好ましい。粗圧延温度の上限値は１２００℃であることが好ましい。
　粗圧延における１パスの圧下率が３０％超であると、圧延時のせん断応力が大きくなるため、Ｍｎ偏析部がバンド状に分布しやすくなり、複雑形状に分布させることが出来ない。そのため、粗圧延における１パスの圧下率は３０％以下とする。圧下率が小さい程、圧延時のせん断ひずみが小さくなり、バンド組織の形成を抑制することから、圧下率の下限は特に定めないが、生産性の観点から、１０％以上であることが好ましく、１５％であることがより好ましい。
　Ｍｎ偏析部を複雑形状、より具体的には網目形状にし、その結果として焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得るためには、圧延時のせん断応力を変えるため，圧下率を各パスにおいて制御しなければならない。Ｍｎ偏析部をバンド状に分布しにくくするために、往復で異なる圧下率のリバース圧延を２回繰り返すことが好ましい。その際、圧延温度が高温である第１パスで進行方向と同じ方向に大圧下することでバンド状に分布させたあと、圧延温度が低温である第４パスで進行方向と反対方向に大圧下することでＭｎ偏析部を複雑形状に分布させるために、第１パスと第４パスの圧下率を他のパスの圧下率より高くすることが好ましい。すなわち，圧延は下記（ｉ）及び（ｉｉ）の合計２往復を１セットとする圧延を３セット以上施す。
　（ｉ）第１パスの圧下率が２０％以上３０％以下、第２パスの圧下率が１５％以下の１往復、及び
　（ｉｉ）第３パスの圧下率が１５％以下、第４パスの圧下率が２０％以上３０％以下の１往復
　ただし、上記の圧延を６セット以上施すと十分な仕上げ圧延温度を確保することが難しくなるので、５セット以下とすることが好ましい。
　また、進行方向が互いに反対の方向となる各パスは、同じ回数ずつ行われること、すなわち合計のパス回数を偶数回とすることが望ましい。しかしながら、一般の粗圧延ラインでは、粗圧延の入側と出側はロールを挟んで反対側に位置する。このため、粗圧延の入側から出側に向かう方向のパス（圧延）が一回多くなる。そうすると、最後のパス（圧延）でＭｎ偏析部が板状となり、Ｍｎの網目状分布が形成されにくくなる。このような熱間圧延ラインで粗圧延をする場合には、粗圧延板を最後に入側から出側に送る際の圧下率を５％以下にすることが好ましく、ロール間を開けて圧延を省略することがより好ましい。
　後述するように、再結晶組織を微細化するためには、仕上げ圧延におけるタンデムの多段圧延が有効であるが、タンデム圧延によって、扁平なミクロ偏析が形成されやすくなる。タンデムの多段圧延を利用するためには、上記リバース圧延の１往復における圧下率差を大きくし、その後のタンデム圧延で形成されるミクロ偏析を制御しなければならない。その効果はリバース圧延の１往復における圧下率差が５％以上となると顕著になる。そのため、リバース圧延の１往復における圧下率差は５％以上とすることが好ましく、１０％以上とすることがより好ましい。
　粗圧延におけるリバース圧延によって生成したＭｎの網目構造を維持するために、オーステナイト粒界移動を抑制する必要があるため、粗圧延から仕上げ圧延までの保持時間は５秒未満とすることが好ましく、３秒以下とすることがより好ましい。
（仕上げ圧延工程）
　粗圧延におけるリバース圧延の後、仕上げ圧延におけるタンデム圧延の圧下率を大きくすることによって、デンドライト二次アームに起因するＭｎ偏析帯の間隔を狭小化するために、仕上げ圧延は４つ以上の連続する圧延スタンドで行われることが好ましい。８５０℃未満で仕上げ圧延を完了すると、再結晶が十分に起きず、圧延方向に延伸した組織となり、後の工程において延伸組織に起因した板状組織が形成する。したがって、仕上げ圧延完了温度は８５０℃以上とし、９００℃以上とすることが好ましい。一方、仕上げ圧延温度が１０５０℃を超えると、オーステナイトの微細な再結晶粒が生成しにくくなり、粒界のＭｎ偏析が困難となり、Ｍｎ偏析帯が扁平となりやすくなる。そのため、仕上げ圧延温度は１０５０℃以下とする。必要に応じて、粗圧延された鋼板を粗圧延工程の後でかつ仕上げ圧延工程の前に再加熱してもよい。さらに、仕上げ圧延の第一スタンドの圧下率を１５％未満とし、再結晶粒の多量生成を抑制することで、粗圧延工程で形成したＭｎの網目構造を維持しやすくなる。このように、粗圧延工程だけでなく、仕上げ圧延工程を限定することによって、扁平なＭｎのミクロ偏析を抑制できる。また、仕上げ圧延の第一スタンドの圧下率は１０％以下であることが好ましい。
　巻取温度は２００℃以下が好ましい。巻取温度を２００℃以下とすることでオーステナイトが冷却中に硬質なマルテンサイトに変態し、その際の変態ひずみ導入によりマルテンサイト近傍の軟質なフェライトに多量のひずみが導入され、次の焼鈍による再結晶フェライトの微細化、均質化に寄与する。巻取温度が２００℃超では、マルテンサイトの生成が抑制されるため、上記効果が得られず、不均質度αが本発明で規定される条件を満足しない。そのため巻取温度は２００℃以下であり、好ましくは１００℃以下であり、さらに好ましくは５０℃以下である。巻取温度を２００℃以下とすることで得られた組織に冷間圧延を施すことで、硬質なマルテンサイト近傍のフェライトに応力が集中し、多量のひずみが導入される。この状態で焼鈍することで、再結晶フェライト核が多数生成し、均質微細な組織が得られる。また逆変態γもマルテンサイトラス間から微細に生成する。前記粗圧延工程で形成したＭｎの網目構造に加え、この両方の効果によりマルテンサイトがフェライトを細かく分割し、架橋構造をとることで本発明で規定する組織が得られる。曲げ性は加工効果能と極限変形能の双方が優れている必要があるが、マルテンサイトがフェライトを細かく分割し、架橋構造をとることでフェライトの加工硬化能が向上し、さらに均質組織のため極限変形能にも優れる。
　一方で、２００℃超の高温巻取りでは硬質マルテンサイトは生成しないため、低温巻取りに比べて冷間圧延後のフェライトへのひずみ導入量が少なくなり、目的の組織及び特性は得られない。
（冷間圧延工程）
　上記粗圧延及び仕上げ圧延工程で造り込まれたマルテンサイトとフェライトの架橋構造を維持する観点から、冷間圧延の圧下率を低減することが重要である。冷間圧延の圧下率を低く抑えることで、マルテンサイトとフェライトの架橋構造を焼鈍後も維持することができる。この効果を得るために、冷間圧延の圧下率の上限値は、３０％であり、好ましくは２０％である。冷間圧延の圧下率が３０％を超えると、マルテンサイトとフェライトの架橋構造が板厚方向に押し潰されてしまい、不均質度αが本発明で規定される条件を満足しない。組織を均質化及び／又は微細化する観点から、冷間圧延の下限値は、５％であり、好ましくは７％であり、より好ましくは１０％である。冷間圧延の圧下率を３０％以下とすることは、本発明で規定する不均質度αの条件を満足するための重要な要件である。
（焼鈍工程）
　上記冷間圧延工程を経て得られた鋼板に、焼鈍処理を施す。焼鈍温度での加熱は、Ａｃ１以上１０００℃以下の温度域で、１０秒以上１０００秒以下加熱保持とする。この温度範囲は、フェライトと硬質組織の面積率を決めるものである。焼鈍処理の温度範囲の上限値は８７０℃であることが好ましく、８５０℃であることがより好ましい。焼鈍時間は、冷間加工されたフェライトを十分に再結晶させること、及びフェライトと硬質組織の面積率を制御しやすくするために、１０秒以上とする。また、焼鈍時間が１０００秒を超えると生産性が悪くなる。従って、焼鈍時間は１０秒以上１０００秒以下とする。焼鈍時間の上限値は３００秒であることが好ましい。焼鈍時間の下限値は２００秒であることが好ましい。
　Ａｃ１点は次の式により計算する。
　Ａｃ１＝７５１－１６×Ｃ＋３５×Ｓｉ―２８×Ｍｎ－１６×Ｎｉ＋１３×Ｃｒ－６×Ｃｕ＋３×Ｍｏ
　上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素については０質量％を代入する。
　焼鈍温度保持後、冷却は１０℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で行う。組織を凍結し、マルテンサイト変態を効率的に引き起こすためには、冷却速度は速いほうがよい。ただし、冷却速度が１０℃／秒未満ではマルテンサイトが十分に生成せず、所望の組織に制御できない。一方で、冷却速度が２００℃／秒を超えても、その効果は飽和するため、焼鈍後の冷却速度は、１０℃／秒以上２００℃／秒以下とする。焼鈍後の冷却速度の上限値は５０℃／秒であることが好ましい。焼鈍後の冷却速度の下限値は１０℃／秒であることが好ましい。上記冷却速度は、平均冷却速度とは異なり、冷却中の何れの温度域においても１０℃／秒を下回らないことを意味する。冷却停止温度は２００℃以下とする。これは、焼鈍温度保持後にマルテンサイトを生成させるためである。このとき、２００℃以上５００℃以下で冷却を停止し、１０秒以上１０００秒以下保持する工程を入れてもよい。冷却停止温度は５５℃以下であることが好ましく、４５℃以下であることがより好ましい。
（焼戻し工程）
　得られた鋼板は、焼戻し工程において、加熱により２００℃以上３５０℃以下の温度域で保持される。保持温度は好ましくは２５０℃以上３００℃以下とする。保持温度が２００℃未満であった場合、マルテンサイトが焼戻されないため、予ひずみ分配が変化しない。３５０℃超であった場合、粗大な炭化物の析出により全体の固溶炭素量が減ってしまうため、焼付硬化性が低下する。また、保持温度がフェライトの再結晶温度よりも高くなると、母相中に生成した再結晶フェライトによりフェライトと母相の界面の分布が変化し、その結果としてマルテンサイトとフェライトの架橋構造が分断又は崩壊する場合がある。一方、硬質組織全体を焼戻すために、保持時間は１００秒以上とする。その後、生産性の観点から、２℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却する。冷却停止温度は５０℃以下であることが好ましく、４５℃以下であることがより好ましい。
（スキンパス圧延工程）
　以上の方法で製造された冷延鋼板に、任意選択で最終のスキンパス圧延（調質圧延）を施してもよい。スキンパス圧延を施すことにより、予ひずみがなくとも、鋼板にひずみが入るので、焼付硬化性を高めることができる。ひずみを鋼板に均一に導入するために、圧下率は０．１％以上とし、板厚制御が困難になるため、０．５％を上限とすることが好ましい。
　このようにして、本発明の実施形態に係る冷延鋼板を製造することができる。
　上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを１３００℃に１時間加熱した後、表２に示す条件にて粗圧延及び仕上げ圧延を行い、次いで鋼板を巻き取り、表２に示す巻き取り温度で１時間保持し、板厚２ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表２に示す圧下率で冷間圧延を行って表２に示す板厚を有する冷延鋼板を得た。続いて、表２に示す条件下で焼鈍、焼戻し及び／又はスキンパス圧延を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　得られた冷延鋼板の鋼組織を観察した。鋼組織の観察では、上記の方法により、フェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、及び不均質度αを求めた。
　特に、フェライトの面積率及び焼戻しマルテンサイトの面積率は以下のようにして決定した。まず、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、当該鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ－ＥＢＳＤで観察し、それを１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してフェライトの面積率を測定し、任意の５視野におけるこれらの測定値の平均をフェライトの面積率として決定した。
　また、鋼板の表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの領域のＳＥＭの２次電子像を撮影し（倍率１５００倍）、得られた画像データの白色部分が硬質組織であり、黒色部分がフェライトであることから、当該画像データに基づいて硬質組織の面積率を決定した。硬質組織は、上記ＳＥＭの２次電子画像を５０００倍又は１００００倍で観察した際に、当該硬質組織内に微細炭化物が析出している場合に焼戻しマルテンサイトと判断した。これらの結果を表３に示す。
　更に、得られた冷延鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ、焼付硬化量ＢＨ、及び最小曲げ半径Ｒを測定した。引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ、及び焼付硬化量ＢＨの測定では、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行った。ＢＨは２％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間熱処理した試験片を再引張したときの応力から、２％予ひずみ付加時の応力を差し引いた値である。自動車車体の軽量化の要求を満たすためには引張強度は７８０ＭＰａ以上である。また、成形しやすいために、破断伸びは１０％以上であることが好ましい。また、ＢＨについては、１００ＭＰａ未満では成形しにくく且つ成形後の強度が低くなるため、優れた焼付硬化性を有するためには、１００ＭＰａ以上であることが好ましい。
　塗装焼付硬化処理後の曲げ性を評価する指標としては、最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔが用いられる。最小曲げ半径Ｒの測定はＪＩＳ　Ｚ　２２４８に規定されるＶブロック法（押金具の先端角：９０°、先端半径Ｒ：０．５ｍｍから０．５ｍｍピッチで変更）を用いて試験片幅３０ｍｍとして実施した。最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔが１．０以上であると、塗装焼付硬化処理後の試験片は衝突時における蛇腹状変形の際に生じる曲げ応力ですぐ破断してしまう場合がある。すなわち、部品としての衝突性能が悪い。従って、ＢＨ測定後の最小曲げ半径と板厚との比であるＲ／ｔは１．０未満が好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
［評価結果］
　表３に示すように、実施例１、３、６、７、１０、１５、１７、２０、２２、２３、２５２７、３３、３４及び３５では、優れたＴＳ、ＢＨ及びＲ／ｔを得ることができた。いずれもＴＳが７８０ＭＰａ以上、ＢＨが１００ＭＰａ以上、Ｒ／ｔが１．０未満となり、高強度で且つ焼付硬化性に優れ、焼付硬化後の曲げ性にも優れることが示された。
　一方、比較例２では、焼戻し保持時間が短すぎたために焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、鋼のＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例４では、冷間圧延の圧下率が高かったためにマルテンサイトとフェライトの架橋構造を維持できず、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　比較例５では、焼戻し保持温度が低かったために焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、鋼のＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例８では、焼鈍温度が低かったためにフェライトの面積率が過度に高くかつ焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に低くなり、鋼のＴＳ及びＢＨが低かった。
　比較例９では、焼鈍時間が短かったために、結果として焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、鋼のＴＳ及びＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例１１では、焼鈍後の冷却速度が遅かったためにマルテンサイトが十分に生成しなかった。そのため、フェライトの面積率が過度に高くかつ焼戻しマルテンサイトの面積率が過度に低くなり、ＴＳ及びＢＨが低かった。比較例１２では、焼戻し保持温度が高かったために粗大な炭化物が析出してしまい、また再結晶フェライトの生成に起因してマルテンサイトとフェライトの架橋構造を維持できず、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　比較例１３では、Ｃ含有量が低かったためにフェライトと焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、鋼のＴＳ及びＢＨが低かった。比較例１４では、Ｓｉ含有量が低かったために粗大な炭化物が析出してしまい、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例１６では、仕上げ圧延の完了温度が低かったために不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例１８では、Ｍｎ含有量が低かったために焼戻しマルテンサイトが所望の面積率にならず、ＴＳ及びＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　比較例１９では、粗圧延の１往復内に含まれる２パス間の圧下率差が低かったために不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例２１では、粗圧延の圧下率が高かったために不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例２４では、巻取温度が高かったためにマルテンサイトの生成が抑制され、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例２６では、粗圧延の回数が少なかったために焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得ることができず、不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例２８では、粗圧延から仕上げ圧延までの保持時間が長かったために焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得ることができず、不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　比較例２９では、粗圧延の第１パスの圧下率が低くかつ粗圧延の第２パスの圧下率が高かったために焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得ることができず、不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例３０では、粗圧延の第３パスの圧下率が高くかつ粗圧延の第４パスの圧下率が低かったために焼戻しマルテンサイトとフェライトの架橋構造を得ることができず、不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例３１では、巻取温度が高かったために熱延鋼板におけるマルテンサイトの生成が抑制されるため、フェライトへ導入されるひずみ量が少なく、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。比較例３２では、冷間圧延の圧下率が高かったためにマルテンサイトとフェライトの架橋構造を維持できず、結果として不均質度αが大きくなり、ＢＨが低くＲ／ｔが高かった。
　本発明の冷延鋼板は、特に、自動車産業分野において自動車の構造部材として利用することができる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５～０．３０％、
    　Ｓｉ：０．２００～２．０００％、
    　Ｍｎ：２．００～４．００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    　Ｎ：０．０１０％以下
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｖ：０～０．１００％、
    　Ｃｕ：０～１．０００％、
    　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　Ｃｒ：０～１．０００％、
    　Ｗ：０～０．００５％、
    　Ｃａ：０～０．００５％、
    　Ｍｇ：０～０．００５％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
    　Ｂ：０～０．００３０％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　面積率で、２０％以上７０％以下のフェライト、及び３０％以上の焼戻しマルテンサイトを含有し、
    　フェライト及び焼戻しマルテンサイトの合計が９０％以上であり、
    　前記冷延鋼板の板幅の１／８から７／８までの位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像を、板厚方向をｘ軸としかつ圧延方向をｙ軸とするｘｙ座標系に配置し、次いで前記ミクロ組織画像をｘ軸方向に１０２４個、ｙ軸方向に１０２４個分割して１０２４×１０２４個の分割領域を形成し、前記分割領域のそれぞれにおける値を組織がフェライトである場合に「１」、そうでない場合に「０」として２階調化して２次元画像を作成し、前記２次元画像に対して、式（１）で定義される不均質度αが１．２０以下である、冷延鋼板。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　式（１）において、Ｓｕは式（２）で定義され、Ｓｖは式（３）で定義される。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     　式（２）及び式（３）において、Ｆ（ｕ，ｖ）は式（４）で定義される。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
     　式（４）において、ｆ（ｘ，ｙ）は、前記２次元画像の座標（ｘ，ｙ）の階調を表す。
  2. 　更に、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００３％～０．１００％、
    　Ｎｂ：０．００３％～０．１００％、
    　Ｖ：０．００３％～０．１００％
    の１種又は２種以上を合計で０．１００％以下含有する、請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　前記ミクロ組織画像が、前記冷延鋼板の板幅の中央位置の鋼板の板幅方向に垂直な板厚断面において、表面から板厚の１／４から３／８までの位置の組織を２０００倍の倍率で撮影して得られた３０μｍ×３０μｍのミクロ組織画像である、請求項１又は請求項２のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
PCT/JP2019/039241 2018-10-04 2019-10-04 冷延鋼板 Ceased WO2020071522A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US17/275,611 US11634802B2 (en) 2018-10-04 2019-10-04 Cold-rolled steel sheet
CN201980061030.4A CN112703265A (zh) 2018-10-04 2019-10-04 冷轧钢板
JP2020505288A JP6697728B1 (ja) 2018-10-04 2019-10-04 冷延鋼板

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018-189164 2018-10-04
JP2018189164 2018-10-04

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020071522A1 true WO2020071522A1 (ja) 2020-04-09

Family

ID=70055674

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/039241 Ceased WO2020071522A1 (ja) 2018-10-04 2019-10-04 冷延鋼板

Country Status (4)

Country Link
US (1) US11634802B2 (ja)
JP (1) JP6697728B1 (ja)
CN (1) CN112703265A (ja)
WO (1) WO2020071522A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112240892A (zh) * 2020-10-14 2021-01-19 深圳市金洲精工科技股份有限公司 一种超细硬质合金中钴相均匀度的测定方法
JP2024535916A (ja) * 2021-09-27 2024-10-02 ポスコ カンパニー リミテッド 穴拡げ性及び延性に優れた高強度厚物鋼板及びその製造方法
WO2025178133A1 (ja) * 2024-02-22 2025-08-28 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112703265A (zh) * 2018-10-04 2021-04-23 日本制铁株式会社 冷轧钢板
CN121204515A (zh) * 2024-06-26 2025-12-26 宝山钢铁股份有限公司 具有高烘烤硬化值的980MPa级钢板及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003247045A (ja) * 2001-10-03 2003-09-05 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板およびその製造方法
JP2012167358A (ja) * 2010-03-24 2012-09-06 Jfe Steel Corp 高強度電縫鋼管およびその製造方法
JP2015168841A (ja) * 2014-03-06 2015-09-28 株式会社神戸製鋼所 焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2017022374A1 (ja) * 2015-08-04 2017-02-09 新日鐵住金株式会社 ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼材
US20180002771A1 (en) * 2014-12-19 2018-01-04 Posco High-strength cold rolled steel sheet with low material non-uniformity and excellent formability, hot dipped galvanized steel sheet, and manufacturing method therefor
JP2018090874A (ja) * 2016-12-06 2018-06-14 新日鐵住金株式会社 焼付硬化性に優れる高強度鋼板および製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003277884A (ja) 2002-01-21 2003-10-02 Kobe Steel Ltd 加工性及び焼付硬化性に優れた高強度鋼板
EP1431406A1 (en) * 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
JP4688782B2 (ja) 2006-12-11 2011-05-25 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法
JP4954909B2 (ja) * 2008-01-25 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板とその製造方法
JP4712882B2 (ja) * 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP5668337B2 (ja) * 2010-06-30 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 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
KR20130036763A (ko) * 2010-08-12 2013-04-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성 및 내충격성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
BR112014007498B1 (pt) * 2011-09-30 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço galvanizado a quente de alta resistência e método de produção da mesma
PL2762585T3 (pl) * 2011-09-30 2020-01-31 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości cynkowana zanurzeniowo na gorąco o doskonałych właściwościach skrawania mechanicznego, stopowa blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości cynkowana zanurzeniowo na gorąco oraz sposób wytwarzania wspomnianych blach cienkich
JP5821912B2 (ja) * 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6515340B2 (ja) * 2015-08-18 2019-05-22 日本製鉄株式会社 油井管
CN112703265A (zh) * 2018-10-04 2021-04-23 日本制铁株式会社 冷轧钢板

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003247045A (ja) * 2001-10-03 2003-09-05 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板およびその製造方法
JP2012167358A (ja) * 2010-03-24 2012-09-06 Jfe Steel Corp 高強度電縫鋼管およびその製造方法
JP2015168841A (ja) * 2014-03-06 2015-09-28 株式会社神戸製鋼所 焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US20180002771A1 (en) * 2014-12-19 2018-01-04 Posco High-strength cold rolled steel sheet with low material non-uniformity and excellent formability, hot dipped galvanized steel sheet, and manufacturing method therefor
WO2017022374A1 (ja) * 2015-08-04 2017-02-09 新日鐵住金株式会社 ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼材
JP2018090874A (ja) * 2016-12-06 2018-06-14 新日鐵住金株式会社 焼付硬化性に優れる高強度鋼板および製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112240892A (zh) * 2020-10-14 2021-01-19 深圳市金洲精工科技股份有限公司 一种超细硬质合金中钴相均匀度的测定方法
JP2024535916A (ja) * 2021-09-27 2024-10-02 ポスコ カンパニー リミテッド 穴拡げ性及び延性に優れた高強度厚物鋼板及びその製造方法
WO2025178133A1 (ja) * 2024-02-22 2025-08-28 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP7776799B1 (ja) * 2024-02-22 2025-11-27 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2020071522A1 (ja) 2021-02-15
US11634802B2 (en) 2023-04-25
JP6697728B1 (ja) 2020-05-27
CN112703265A (zh) 2021-04-23
US20220042149A1 (en) 2022-02-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6697728B1 (ja) 冷延鋼板
JP5609945B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6760407B2 (ja) 熱間圧延鋼板及びその製造方法
DE112014004844T5 (de) Warm-gewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Oberflächenhärte nach Aufkohlungs-Wärme-Behandlung und ausgezeichneter Kaltumformbarkeit
CN109415785B (zh) 钢板
KR101914848B1 (ko) 열연 강판 및 그 제조 방법
KR102386788B1 (ko) 열연 강판 및 그 제조 방법
KR102861316B1 (ko) 열연 강판
JP6677364B1 (ja) 高強度鋼板
KR102455453B1 (ko) 우수한 연성과 구멍 확장성을 갖는 고강도 강판
JP5080215B2 (ja) 等方性と伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
KR102590522B1 (ko) 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5189959B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP6690804B1 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP6573054B1 (ja) 鋼板
WO2017169837A1 (ja) 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JP6652230B1 (ja) 高強度鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020505288

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: 19868475

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 19868475

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1