JP4265153B2 - 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、引張強度９８０ＭＰａ以上を必要とされる自動車構造部材、補強部材、その他あらゆる機械構造部品等に使用可能な高張力冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、自動車部品は、軽量化による燃費向上と乗員の保護という相反する特性を満足させるため、高強度化が要求されている。このような高強度化が要求される材料として高張力鋼板が用いられる。高張力鋼板は軟質鋼板と比較して比較的高強度であるが、伸びおよび伸びフランジ性が劣るため、プレス成形など成形加工が困難である。ここで、伸びフランジ性とは、薄板のプレス成形におけるブランク端面の割れ不良の起こりにくさを示す材料特性で、特に高張力鋼板のプレス成形では製品不良の原因となる場合が多い。また、伸びフランジ性は、鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６に定められた穴拡げ試験で評価される。
このような背景の中、従来から高張力鋼板の伸びフランジ性改善に関する研究はいくつか実施されている。
特公平７−５９７２６号公報、特開２００１−２２６７４１号公報、特開平１０−６０５９３号公報および特開平９−２６３８３８号公報には、例えば、特開平９−２６３８３８号公報では、冷延鋼板の焼鈍時に均熱温度から徐冷することにより、フェライト中に均一に分散した第２相組織を得て、その後に続く冷却速度とその停止温度および過時効温度を管理することにより、フェライト相と均一に分散したベイナイト相を主とする第２相を生成させ、高強度で伸びフランジ性に優れた冷延鋼板を得るといったように、鋼成分と製造条件を適正範囲とし、金属組織を規定することにより、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が開示されている。
特開２００１−３５５０４４号公報には、フェライトの強度を高くすることにより異相間の強度差に起因する穴拡げ性の劣化を防止し、鋼組織中に所要量の残留オ−ステナイトを存在させることにより穴拡げ性と成形性を両立させる、残留オーステナイト２〜２０％の金属組織からなる高強度鋼板が開示されている。
特開平１１−３５００３８号公報には、特定の鋼成分と製造条件の組み合わせにより、９８０ＭＰａ級高張力鋼板であって、且つ延性と伸びフランジ成形性がともに優れた複合組織型高張力鋼板を得る方法が開示されている。
特開平９−４１０４０号公報には、冷間圧延をした後、焼鈍を２相域で行い、６５０℃からパ−ライト変態の停止温度までの範囲の温度で１０秒以上滞在するように冷却すると共に、上記パ−ライト変態の停止温度から４５０℃までの範囲の温度での滞在時間を５秒以下となるように冷却することによって、伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板を得る方法が開示されている。
以上は、高張力鋼板の伸びフランジ性改善に関する従来技術である。他に、伸びフランジ性に関しては明示されていないが、成形性などの向上を目的とした高強度鋼板またはその製造技術がいくつか開示されている。次に、これらの技術を説明する。
特公昭５８−５５２１９号公報及び特許２５４５３１６号公報には、化学成分範囲のより厳格な規定と特定の水焼入焼戻（特公昭５８−５５２１９号公報）あるいは特定の熱延および冷延後の連続焼鈍（特許２５４５３１６号公報）とを併用することにより、高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平７−６８５８３号公報には、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を制限するとともに、熱間圧延前の再加熱条件を限定し、さらに冷間圧延後の焼鈍を特定の均熱条件および雰囲気での連続焼鈍とすることにより、機械的特性、スポット溶接性および化成処理性の優れた２相組織鋼の高張力冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平８−３０２１２号公報には、特性成分の鋼を熱延板において組織を均一微細化し、かつバンド組織をなくし、続く連続焼鈍でフェライトとマルテンサイトが均一微細に分布した組織とすることにより、高延性とともに良好な曲げ性を有する超高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平５−５７３３２号公報には、比較的多量のＭｎを含有し且つＳｉを含む鋼をＡｃ３点以上のオ−ステナイト単相域で加熱し、その冷却過程でフェライトとマルテンサイトなどの低温変態相を生成させ複合組織を得ることによって表面性状と曲げ加工性に優れ降伏比が０．６５以下の低降伏比型冷延高張力鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平１−３５０５１号公報及び特公平１−３５０５２号公報には、水焼入れ開始温度及び過時効処理温度を制御・調整すると共に、再結晶加熱温度を制御し、再加熱時のオ−ステナイト相体積率を所定の範囲に規制することにより、延性の優れた高強度の冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平７−７４４１２号公報及び特公平３−６８９２７号公報では、例えば、特公平７−７４４１２号公報には、通常の冷間圧延後、焼鈍工程における高温域での焼鈍を行うことによって、Ｃ量の濃化を少なくして、オ−ステナイトとして残る量を５％以下にすることにより、加工性（曲げ性）、絞り加工性および耐置き割れ性の優れた高強度薄鋼板を製造するといったように、製造条件を制限することにより加工性に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記従来技術には以下の問題点がある。
【０００４】
特公平７−５９７２６号公報の技術では、３５０℃以上の高温での過時効処理が必須のため、この過時効処理により不可避的に発生する材料の引張強度の低下を補償するため、強化元素であるＣを多量に添加（実施例では、引張強度９８０ＭＰａ以上の特性を出すためにはＣ０．１７％以上添加、実施例表１発明鋼９、１０、１３）しなければならない。そのため、自動車用鋼板は、ほとんどの場合、プレス成形などで成形後スポット溶接により組み立てられるため、鋼中Ｃ量が多い上記鋼板を用いた場合、スポット溶接部の靭性が劣化し、接合強度が低下してしまう。また、過時効処理温度が高いため、製造におけるエネルギーコストおよび生産性が低下する。さらに、例えば、実施例では、得られている伸びフランジ性の達成レベルは、引張強度９８０ＭＰａ以上の時、穴拡げ率が５６％（実施例第１表発明鋼９）と低く、伸びフランジ性は不充分である。
【０００５】
特開２００１−２２６７４１号公報の技術は、ベイナイトを主相とした金属組織であり、このベイナイト相を生成するには、連続焼鈍工程で均熱保持後にオ−ステンパ−熱処理が必須である。しかし上記熱処理は、温度履歴により鋼板特性がばらつきやすいという工業的な問題がある。また、Ｓｉ量が０．０５〜０．５０％のため、延性が不充分である。
【０００６】
特開２００１−３５５０４４号公報の技術は、残留オーステナイトを２〜２０％含む金属組織である。オーステナイトを残留させるためには、ベイナイト生成が必須であり、ベイナイト生成により強度が低下する。実施例に示されている鋼板の強度も６００〜８００ＭＰａと強度レベルは低く、引張強度は不充分である。さらに、強度を上げるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を多量に添加する必要があるが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を多量に添加することにより、溶接性などが劣化する。
【０００７】
特開平１１−３５００３８号公報の技術では、Ｃ量が０．１０〜０．１５％と高いため、伸びフランジ性が劣る上に、スポット溶接部の靭性が劣化し、接合強度が低下してしまう。
【０００８】
特開平９−４１０４０号公報の技術は、金属組織がフェライト、パーライト相であるため、また、特開平９−２６３８３８号公報の技術は、金属組織がフェライト、ベイナイト相であるため、強度が低い。実施例に示されている鋼板の強度も４５〜６７ｋｇ／ｍｍ2（特開平９−４１０４０号公報）、４３１〜６８３ＭＰａ（特開平９−２６３８３８号公報）と強度レベルは低く、引張強度は不充分である。さらに、強度を上げるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を多量に添加する必要があるが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を多量に添加することにより、溶接性などが劣化する。。
【０００９】
特開平１０−６０５９３号公報、特公昭５８−５５２１９号公報、特公平７−６８５８３号公報及び特許２５４５３１６号公報には、引張強度が３７１〜６６８ＭＰａ（特開平１０−６０５９３号公報）４７〜６６ｋｇ／ｍｍ2（特公昭５８−５５２１９号公報）、４８〜６８ｋｇ／ｍｍ2（特公平７−６８５８３号公報）の鋼板が実施例に開示されているが、引張強度９８０ＭＰａ以上の鋼は示されておらず、目的とする引張強度のレベルが低く、引張強度が不充分である。
【００１０】
特公平１−３５０５１号公報、特公平１−３５０５２号公報、特公平３−６８９２７号公報、特公平８−３０２１２号公報及び特公平７−７４４１２号公報の技術では、製品特性として延性に着目しているが、例えば、実施例において、伸びフランジ性の評価結果については何ら示されていない等、伸びフランジ性に関しては全く考慮されていない。
【００１１】
特公平５−５７３３２号公報の技術では、伸びフランジ性に関しては全く考慮されていない。また、製造する材料の引張強度は６０〜９０ｋｇ／ｍｍ2を目的としており、引張強度は不充分である。
【００１２】
以上のように、従来技術の高張力鋼板は、伸びフランジ性が全く考慮されておらずその結果、伸びフランジ性が極めて劣る鋼板であるか、考慮されていたとしても、伸びフランジ性は十分でなく、またＣ含有量が高いためスポット溶接性の改善を必要とするなどの問題点があった。
【００１３】
本発明はこのような事情に鑑みなされたものであり、引張強度が９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満の伸びおよび伸びフランジ性に優れた超高張力冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。特に伸びフランジ性に関しては、鉄連規格に定められた穴拡げ試験において６０％以上の極めて高いレベルの材質を安定して達成することとする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
まず、鋼板の金属組織としては、実質的にフェライト、マルテンサイト相の二相組織とする。上記二相組織を金属組織とした高張力鋼板は高強度であるが、従来は伸びフランジ性が低く、その改善が求められていた。
そこで、本発明者らはさらに鋭意研究した結果、スポット溶接性、化成処理性、コストを配慮した上で高強度を得るためには低合金設計とすること、かつＣ量を低くすることにより伸びフランジ性を高めることに着目し、上記二相組織を金属組織とした高張力鋼板の鋼中化学成分を特定の範囲に制御した。すなわち、Ｃ：０．０７０〜０．１０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：１．８〜３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物とし、引張強度を９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満とすることで、極めて伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板が得られることを見出した。さらに、Ｔｉ、Ｎｂから選択された元素を添加することにより、伸びおよび伸びフランジ性がより一層向上することを見出した。
また、上記化学成分を必須として、金属組織をマルテンサイト相の体積率：４５〜６０％で、残部が実質的にフェライト相とすることで、引張強度が９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満で、さらに優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する高張力冷延鋼板が得られることをも見出した。
【００１５】
本発明は上記のような知見に基づいてなされたものであり、以下のような構成を有する。
【００１６】
［１］ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０７０〜０．１０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：１．８〜３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の金属組織が、フェライト、マルテンサイト相の二相組織（ただし、ベイナイト相及びオーステナイト相は各々２％未満であり、あるいはさらに、不可避的なセメンタイト相、ＡｌＮ、ＭｎＳを含む）からなり、かつ引張強度：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満であることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板。
【００１８】
［２］上記［１］において、さらに、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種を含有することを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板。
【００１９】
［３］上記［１］または［２］において、マルテンサイト相の体積率が４５〜６０％であることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板。
【００２０】
［４］上記［１］または［２］に記載の成分よりなる鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延により所望の板厚のストリップとし、次いでこのストリップを７５０〜８７０℃に加熱し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上保持した後、５５０〜７５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却することにより引張強度：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満の鋼板を得ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【００２１】
［５］上記［１］または［２］に記載の成分よりなる鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延により所望の板厚のストリップとし、このストリップを７５０〜８７０℃に加熱し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上保持した後、５５０〜７５０℃の範囲内でかつオ−ステナイト相の体積率が４５〜６０％となる温度まで２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却し、引き続き、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却することによりフェライトと体積率が４５〜６０％のマルテンサイト相の二相組織（ただし、ベイナイト相及びオーステナイト相は各々２％未満であり、あるいはさらに、不可避的なセメンタイト相、ＡｌＮ、ＭｎＳを含む）からなる金属組織であり、かつ引張強度が９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満の鋼板を得ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【００２２】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべてｍａｓｓ％である。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の詳細をその限定理由と合わせて説明する。
【００２４】
まず、本発明鋼の化学成分の限定理由について説明する。
【００２５】
Ｃ：０．０７０〜０．１０％
Ｃは鋼板の引張強度を支配し、焼き入れ組織であるマルテンサイトを強化するために重要な元素である。Ｃ量が０．０７０％未満では本発明の目的とする引張強度上昇の効果が不十分となる。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると伸びフランジ性が著しく劣化し、スポット溶接における十字引張試験において溶接部が破断するため、接合強度が著しく低下する。
【００２６】
Ｓｉ：０．５〜１．５％
Ｓｉはフェライト、マルテンサイトの２相組織鋼の延性を高めるために有効である。Ｓｉ量が０．５％未満ではその効果が十分でない。一方、Ｓｉ量が１．５％を超えると熱延工程で鋼板表面にＳｉ酸化物を多量に形成し、表面欠陥が発生するため、１．５％以下である必要がある。さらに、化成処理性の観点から、Ｓｉ量は１．０％以下であることが望ましい。
【００２７】
Ｍｎ：１．８〜３％
Ｍｎは連続焼鈍の冷却工程でのフェライト生成を抑制するために重要な元素である。Ｍｎ量が１．８％未満ではその効果が十分でなく、３％を超えると例えば連続鋳造工程でスラブ割れが発生するため、Ｍｎ量は１．８〜３％とする。連続焼鈍工程における製造安定性を向上させるためには、Ｍｎ量は、２．０〜２．５％であることが望ましい。
【００２８】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは本発明鋼中では不純物であり、スポット溶接性を劣化させるためにできるだけ製鋼工程で除去することが望ましい。Ｐ量が０．０２％を超えるとスポット溶接性の劣化が顕著となるため、Ｐ量は０．０２％以下とする。
【００２９】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは本発明鋼中では不純物であり、スポット溶接性および曲げ加工性を劣化させるため、できるだけ製鋼工程で除去することが望ましい。Ｓ量が０．０１％を超えるとスポット溶接性の劣化が顕著となるため、Ｓ量は０．０１％以下とする。
【００３０】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは脱酸およびＮをＡｌＮとして析出させるために添加される。Ｓｏｌ．Ａｌ量が０．０１％未満では脱酸及びＡｌＮ析出の効果が十分でない。一方、Ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１％を超えるとＡｌ添加の効果が飽和し不経済となる。
【００３１】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは鋼中に含有される不純物であり、鋼板の成形性を劣化させるので、可能な限り製鋼工程で除去、低減することが望ましい。しかしながら、Ｎを必要以上に低減すると精錬コストが上昇するので、Ｎ量は実質的に無害となる０．００５％以下とする。
【００３２】
次に選択添加元素について説明する。
【００３４】
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種
Ｔｉ、Ｎｂは、鋳造、熱延工程で鋼中に炭化物、窒化物を形成し、結晶粒径の粗大化を抑制することで、伸びフランジ性を向上させる効果がある。いずれの添加元素も、０．００１％未満では伸びフランジ性の向上効果が十分でない。一方、いずれの添加元素も、０．０５％を超えると過度な析出強化によって延性が劣化する。以上より、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種を添加することが好ましい。
【００３５】
次に金属組織について説明する。
本発明は、鋼板の金属組織としては、実質的にフェライト、マルテンサイト相の二相組織とする。ただし、前記２相以外に、鉄を主構成元素とする相、すなわち、ベイナイト相、オーステナイト相は金属組織中に含まれないことが望ましいが、それぞれ体積率で２％未満であれば、実質的に無害であるので含まれてもよい。またＦｅを含有する化合物相、すなわち、セメンタイト相などはフェライト相中、マルテンサイト相中、フェライト相およびマルテンサイト相の界面に含まれてもよい。したがって、本発明において、実質的にフェライト、マルテンサイト相の二相組織とは、ベイナイト相、オーステナイト相が各々２％を未満であれば含まれていてもよく、また、セメンタイト相が各相の界面に含まれていてもよいという意味である。また、ＡｌＮ、ＭｎＳなど添加元素、不純物元素に起因する化合物相は、添加元素、不純物元素が本発明の化学成分範囲であれば、実質的に無害であるので、金属組織中に含まれてもよいものとする。
【００３６】
本発明において、さらに効果を出すためには、マルテンサイト相の体積率は４５〜６０％とするのが好ましい。マルテンサイト相の体積率が４５％未満では、本発明の目的とする伸びフランジ性が劣化する。さらに曲げ性の効果を顕著とするために、マルテンサイト相の体積率は５０％以上がさらに好ましい。一方、マルテンサイト相の体積率が６０％超えでは伸びが低下する。また、本発明鋼は、所望の強度が達成される範囲で適宜マルテンサイト相の焼き戻し処理を行ってもよい。
次に製造条件について説明する。
【００３７】
本発明においては、上記の成分よりなるスラブを溶製し、熱間圧延、冷間圧延により所望の板厚のストリップとし、次いでこのストリップを７５０〜８７０℃に加熱し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上保持した後、５５０〜７５０℃まで冷却し、次いで、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却することにより、鋼板の金属組織が、実質的にフェライト、マルテンサイト相の二相組織からなり、かつ引張強度：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満である伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板を製造することができる。
【００３８】
上記製造方法においては、まず、上記の成分よりなるスラブを連続鋳造または造塊で溶製する。得られたスラブを冷却後再加熱するか、そのまま熱間圧延を行う。熱間圧延における最終圧延温度は、組織を微細化することによる伸びおよび伸びフランジ性を向上させるためＡｒ３点以上８７０℃以下が望ましい。熱延板は冷却後巻き取る。巻き取り温度は組織を微細化することによる伸びおよび伸びフランジ性を向上させるため６２０℃以下が望ましい。次いで、冷間圧延し、所望の板厚とする。このときの冷間圧延率は組織微細化による伸びおよび伸びフランジ性の向上のため５５％以上が望ましい。
次いで、上記により得られたストリップを連続焼鈍炉によって熱処理する。このときの加熱温度は７５０〜８７０℃とする。加熱温度が７５０℃未満では十分なオーステナイトが生成せず、強度が十分得られない。一方８７０℃を超えるとオーステナイト単相化し、組織が粗大化するため伸びおよび伸びフランジ性が劣化する。保持時間は１０ｓｅｃ以上とする。１０ｓｅｃ未満ではオーステナイトが十分生成せず、十分な強度が得られない。
均熱保持後、５５０〜７５０℃まで冷却する。均熱保持後５５０〜７５０℃まで冷却（徐冷）することにより、フェライトを適量生成して延性を向上させるとともに、強度の調整を行う。この時の冷却速度は、２０℃／ｓｅｃを超えると製品の材質の安定性が劣化するため、２０℃／ｓｅｃ以下であることが望ましい。この冷却終了温度が５５０℃未満ではフェライト体積率が高くなりすぎて強度が不足する。一方、冷却終了温度が７５０℃超えでは、次に行う急冷を７５０℃超えから行うことになり、７５０℃超えから急冷を行うと延性が劣化するばかりか、ストリップの平坦性が劣化する可能性があるため、冷却終了温度は７５０℃以下とする。また、マルテンサイト相の体積率が４５〜６０％で、残部が実質的にフェライト相からなる金属組織とするためには上記範囲において、成分系により、適宜調整する。特に、５５０〜７５０℃の範囲内でオ−ステナイト相の体積率が４５〜６０％となる温度まで２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することが望ましい。
次いで、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却する。この冷却は冷却速度が１００℃／ｓｅｃ超えの急冷とする。冷却速度が１００℃／ｓｅｃ以下では焼き入れが不十分となり、強度が不足する。さらに、製品材質安定化のためには、５００℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却することが望ましい。また、この時の冷却（急冷）終了温度は３００℃以下とする。冷却終了温度が３００℃を超えるとベイナイト相が生成するか、またはオーステナイトが残留し、伸びフランジ性を劣化させるためである。冷却停止温度は、製品材質を安定化させるために１００℃以下とすることが望ましい。
次いで、再加熱を行わず５〜２０分保持もしくは１５０〜３９０℃の温度範囲で再加熱行った後、５〜２０分保持してもよい。この熱処理により、先の急冷で生成したマルテンサイトは焼き戻しされ、伸びおよび伸びフランジ性が向上する。なお、熱処理温度が１５０℃未満または熱処理時間が５分未満では、この効果が十分でない。一方、熱処理温度が３９０℃超えまたは熱処理時間が２０分超えでは強度低下が顕著となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られないこともありうる。
【００３９】
さらに調質圧延を圧延率０．１〜０．７％の範囲で行うことが望ましい。調質圧延を行うことにより、降伏伸びをなくすことが可能となる。
【００４０】
なお、本発明鋼板は鋼板表面に電気めっき、溶融亜鉛めっきまたは固形潤滑材などを塗布してもよい。
【００４１】
【実施例】
本発明の実施例について説明する。
【００４２】
（実施例１）
表1の成分を有する供試鋼を溶製後、鋳造し、加熱温度：１２５０℃で板厚２．８ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延における最終パス出側温度は約８６０℃であった。引き続き、約２０℃／ｓｅｃで冷却後、６００℃で巻き取りを模擬し、１時間保持後炉冷した。次いで冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍとし、さらに連続焼鈍を模擬した熱処理を実施した。この連続焼鈍では、加熱速度は約２０℃／ｓｅｃで８３０℃まで加熱し３００ｓｅｃ保持した。次いで、約１０℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却し、引き続き、水温２０℃の噴流水中で、水温まで急冷した。このときの冷却速度は約２０００℃／ｓｅｃであった。次いで、３００℃で１５分間の焼き戻し処理を行い、冷却後、０．３％の調質圧延を行い供試材を得た。
【００４３】
【表１】
【００４４】
得られた供試材について、機械特性（引張特性）、伸びフランジ性を評価した。評価方法は以下の通りである。
【００４５】
機械特性はＪＩＳ５号試験片(ＪＩＳＺ２２０１)を圧延方向と直角方向から採取し、ＪＩＳZ２２４１に準拠して試験した。
【００４６】
伸びフランジ性の評価方法として、鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準拠した穴拡げ試験を実施した。
【００４７】
表２に評価結果を示す。
【００４８】
【表２】
【００４９】
表２に示すように、本発明例においては、引張特性、伸びフランジ性が優れていることがわかる（１１８０ＭＰａ＞引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び≧１８％、穴拡げ率≧６０％）。
【００５０】
一方、比較例はいずれかの特性が劣る。鋼番号１の比較例は、Ｃ量が低いため引張強度が低い。鋼番号４の比較例はＣ量が高いため、引張強度が高く、伸びが低い上に、伸びフランジ性も劣る。鋼番号５の比較例は、Ｃ量が高く、Ｍｎ量が低いため、引張強度は適性であるが、伸びフランジ性が著しく劣る。鋼番号６の比較例は、Ｓｉ量が低いため、引張強度が低く、伸びフランジ性が劣る。鋼番号７の比較例は、Ｃ量が低く、Ｍｎ量が低いため、引張強度が低く、伸びフランジ性も劣る。鋼番号８の比較例は、Ｍｎ量が高いため、強度が高く、そのため、伸びが劣る。
【００５１】
（実施例２）
表1に示す鋼２を用いて溶製後、鋳造し、加熱温度：１２５０℃で板厚２．８ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延における最終パス出側温度は約８６０℃であった。引き続き、約２０℃／ｓｅｃで冷却後、６００℃で巻き取りを模擬し、１時間保持後炉冷した。次いで冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍとし、さらに連続焼鈍を模擬した熱処理を実施した。連続焼鈍模擬熱処理は表３に示す条件で行った。次いで、冷却後、０．３％の調質圧延を行い供試材を得た。
【００５２】
【表３】
【００５３】
得られた供試材について、機械特性（引張特性）、伸びフランジ性を実施例1と同様の方法で評価した。
表４に評価結果を示す。
【００５４】
【表４】
【００５５】
表４に示すように、本発明例においては引張特性、伸びフランジ性が優れていることがわかる（１１８０ＭＰａ＞引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び≧１８％、穴拡げ率≧６０％）。
【００５６】
一方、比較例はいずれかの特性が劣る。符号Ａの比較例は、加熱温度が低すぎるため、引張強度が高く、伸びが劣る。符号Ｃの比較例は、加熱温度が高すぎるため、引張強度が低く、伸びフランジ性も劣る。これはマルテンサイトを主体とする金属組織が粗大化したためと考えられる。符号Ｄの比較例は、保持時間が短かすぎるため、引張強度が低く、伸びフランジ性も劣る。これは均熱保持中に十分オーステナイトが生成せず、焼き入れ後に十分なマルテンサイト量が得られなかったためと考えられる。符号Ｅの比較例は、急冷開始温度が高すぎるため、引張強度が高く、そのため伸びが低い。符号Ｆの比較例は、急冷開始温度が低すぎるため、引張強度が低く、伸びフランジ性も劣る。これは徐冷中にフェライトが生成し、焼き入れ後のマルテンサイトの体積率が減少したためと考えられる。符号Ｈの比較例は、急冷速度が低く急冷停止温度が高すぎるため、引張強度が低い上に、伸びフランジ性も劣る。
【００５７】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板を得ることができる。また、本発明により得られる高張力冷延鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の成形性、すなわち伸び１８％以上および伸びフランジ性（穴拡げ率６０％以上）と、自動車構造部材、補強部材、その他あらゆる機械構造部品を製造するに際して最適な特性を持ち合わせており、自動車構造部材、補強部材、その他あらゆる機械構造部品として好適である。さらに、例えば、自動車用鋼板として必要な特性：溶接性、化成処理性などあらゆる特性に優れた超高強度冷延鋼板を低コストで安定して製造することができ、産業上極めて有益である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、引張強度９８０ＭＰａ以上を必要とされる自動車構造部材、補強部材、その他あらゆる機械構造部品等に使用可能な高張力冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、自動車部品は、軽量化による燃費向上と乗員の保護という相反する特性を満足させるため、高強度化が要求されている。このような高強度化が要求される材料として高張力鋼板が用いられる。高張力鋼板は軟質鋼板と比較して比較的高強度であるが、伸びおよび伸びフランジ性が劣るため、プレス成形など成形加工が困難である。ここで、伸びフランジ性とは、薄板のプレス成形におけるブランク端面の割れ不良の起こりにくさを示す材料特性で、特に高張力鋼板のプレス成形では製品不良の原因となる場合が多い。また、伸びフランジ性は、鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６に定められた穴拡げ試験で評価される。
このような背景の中、従来から高張力鋼板の伸びフランジ性改善に関する研究はいくつか実施されている。
特公平７−５９７２６号公報、特開２００１−２２６７４１号公報、特開平１０−６０５９３号公報および特開平９−２６３８３８号公報には、例えば、特開平９−２６３８３８号公報では、冷延鋼板の焼鈍時に均熱温度から徐冷することにより、フェライト中に均一に分散した第２相組織を得て、その後に続く冷却速度とその停止温度および過時効温度を管理することにより、フェライト相と均一に分散したベイナイト相を主とする第２相を生成させ、高強度で伸びフランジ性に優れた冷延鋼板を得るといったように、鋼成分と製造条件を適正範囲とし、金属組織を規定することにより、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が開示されている。
特開２００１−３５５０４４号公報には、フェライトの強度を高くすることにより異相間の強度差に起因する穴拡げ性の劣化を防止し、鋼組織中に所要量の残留オ−ステナイトを存在させることにより穴拡げ性と成形性を両立させる、残留オーステナイト２〜２０％の金属組織からなる高強度鋼板が開示されている。
特開平１１−３５００３８号公報には、特定の鋼成分と製造条件の組み合わせにより、９８０ＭＰａ級高張力鋼板であって、且つ延性と伸びフランジ成形性がともに優れた複合組織型高張力鋼板を得る方法が開示されている。
特開平９−４１０４０号公報には、冷間圧延をした後、焼鈍を２相域で行い、６５０℃からパ−ライト変態の停止温度までの範囲の温度で１０秒以上滞在するように冷却すると共に、上記パ−ライト変態の停止温度から４５０℃までの範囲の温度での滞在時間を５秒以下となるように冷却することによって、伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板を得る方法が開示されている。
以上は、高張力鋼板の伸びフランジ性改善に関する従来技術である。他に、伸びフランジ性に関しては明示されていないが、成形性などの向上を目的とした高強度鋼板またはその製造技術がいくつか開示されている。次に、これらの技術を説明する。
特公昭５８−５５２１９号公報及び特許２５４５３１６号公報には、化学成分範囲のより厳格な規定と特定の水焼入焼戻（特公昭５８−５５２１９号公報）あるいは特定の熱延および冷延後の連続焼鈍（特許２５４５３１６号公報）とを併用することにより、高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平７−６８５８３号公報には、鋼のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を制限するとともに、熱間圧延前の再加熱条件を限定し、さらに冷間圧延後の焼鈍を特定の均熱条件および雰囲気での連続焼鈍とすることにより、機械的特性、スポット溶接性および化成処理性の優れた２相組織鋼の高張力冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平８−３０２１２号公報には、特性成分の鋼を熱延板において組織を均一微細化し、かつバンド組織をなくし、続く連続焼鈍でフェライトとマルテンサイトが均一微細に分布した組織とすることにより、高延性とともに良好な曲げ性を有する超高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平５−５７３３２号公報には、比較的多量のＭｎを含有し且つＳｉを含む鋼をＡｃ３点以上のオ−ステナイト単相域で加熱し、その冷却過程でフェライトとマルテンサイトなどの低温変態相を生成させ複合組織を得ることによって表面性状と曲げ加工性に優れ降伏比が０．６５以下の低降伏比型冷延高張力鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平１−３５０５１号公報及び特公平１−３５０５２号公報には、水焼入れ開始温度及び過時効処理温度を制御・調整すると共に、再結晶加熱温度を制御し、再加熱時のオ−ステナイト相体積率を所定の範囲に規制することにより、延性の優れた高強度の冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
特公平７−７４４１２号公報及び特公平３−６８９２７号公報では、例えば、特公平７−７４４１２号公報には、通常の冷間圧延後、焼鈍工程における高温域での焼鈍を行うことによって、Ｃ量の濃化を少なくして、オ−ステナイトとして残る量を５％以下にすることにより、加工性（曲げ性）、絞り加工性および耐置き割れ性の優れた高強度薄鋼板を製造するといったように、製造条件を制限することにより加工性に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記従来技術には以下の問題点がある。
【０００４】
特公平７−５９７２６号公報の技術では、３５０℃以上の高温での過時効処理が必須のため、この過時効処理により不可避的に発生する材料の引張強度の低下を補償するため、強化元素であるＣを多量に添加（実施例では、引張強度９８０ＭＰａ以上の特性を出すためにはＣ０．１７％以上添加、実施例表１発明鋼９、１０、１３）しなければならない。そのため、自動車用鋼板は、ほとんどの場合、プレス成形などで成形後スポット溶接により組み立てられるため、鋼中Ｃ量が多い上記鋼板を用いた場合、スポット溶接部の靭性が劣化し、接合強度が低下してしまう。また、過時効処理温度が高いため、製造におけるエネルギーコストおよび生産性が低下する。さらに、例えば、実施例では、得られている伸びフランジ性の達成レベルは、引張強度９８０ＭＰａ以上の時、穴拡げ率が５６％（実施例第１表発明鋼９）と低く、伸びフランジ性は不充分である。
【０００５】
特開２００１−２２６７４１号公報の技術は、ベイナイトを主相とした金属組織であり、このベイナイト相を生成するには、連続焼鈍工程で均熱保持後にオ−ステンパ−熱処理が必須である。しかし上記熱処理は、温度履歴により鋼板特性がばらつきやすいという工業的な問題がある。また、Ｓｉ量が０．０５〜０．５０％のため、延性が不充分である。
【０００６】
特開２００１−３５５０４４号公報の技術は、残留オーステナイトを２〜２０％含む金属組織である。オーステナイトを残留させるためには、ベイナイト生成が必須であり、ベイナイト生成により強度が低下する。実施例に示されている鋼板の強度も６００〜８００ＭＰａと強度レベルは低く、引張強度は不充分である。さらに、強度を上げるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を多量に添加する必要があるが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を多量に添加することにより、溶接性などが劣化する。
【０００７】
特開平１１−３５００３８号公報の技術では、Ｃ量が０．１０〜０．１５％と高いため、伸びフランジ性が劣る上に、スポット溶接部の靭性が劣化し、接合強度が低下してしまう。
【０００８】
特開平９−４１０４０号公報の技術は、金属組織がフェライト、パーライト相であるため、また、特開平９−２６３８３８号公報の技術は、金属組織がフェライト、ベイナイト相であるため、強度が低い。実施例に示されている鋼板の強度も４５〜６７ｋｇ／ｍｍ2（特開平９−４１０４０号公報）、４３１〜６８３ＭＰａ（特開平９−２６３８３８号公報）と強度レベルは低く、引張強度は不充分である。さらに、強度を上げるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を多量に添加する必要があるが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を多量に添加することにより、溶接性などが劣化する。。
【０００９】
特開平１０−６０５９３号公報、特公昭５８−５５２１９号公報、特公平７−６８５８３号公報及び特許２５４５３１６号公報には、引張強度が３７１〜６６８ＭＰａ（特開平１０−６０５９３号公報）４７〜６６ｋｇ／ｍｍ2（特公昭５８−５５２１９号公報）、４８〜６８ｋｇ／ｍｍ2（特公平７−６８５８３号公報）の鋼板が実施例に開示されているが、引張強度９８０ＭＰａ以上の鋼は示されておらず、目的とする引張強度のレベルが低く、引張強度が不充分である。
【００１０】
特公平１−３５０５１号公報、特公平１−３５０５２号公報、特公平３−６８９２７号公報、特公平８−３０２１２号公報及び特公平７−７４４１２号公報の技術では、製品特性として延性に着目しているが、例えば、実施例において、伸びフランジ性の評価結果については何ら示されていない等、伸びフランジ性に関しては全く考慮されていない。
【００１１】
特公平５−５７３３２号公報の技術では、伸びフランジ性に関しては全く考慮されていない。また、製造する材料の引張強度は６０〜９０ｋｇ／ｍｍ2を目的としており、引張強度は不充分である。
【００１２】
以上のように、従来技術の高張力鋼板は、伸びフランジ性が全く考慮されておらずその結果、伸びフランジ性が極めて劣る鋼板であるか、考慮されていたとしても、伸びフランジ性は十分でなく、またＣ含有量が高いためスポット溶接性の改善を必要とするなどの問題点があった。
【００１３】
本発明はこのような事情に鑑みなされたものであり、引張強度が９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満の伸びおよび伸びフランジ性に優れた超高張力冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。特に伸びフランジ性に関しては、鉄連規格に定められた穴拡げ試験において６０％以上の極めて高いレベルの材質を安定して達成することとする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
まず、鋼板の金属組織としては、実質的にフェライト、マルテンサイト相の二相組織とする。上記二相組織を金属組織とした高張力鋼板は高強度であるが、従来は伸びフランジ性が低く、その改善が求められていた。
そこで、本発明者らはさらに鋭意研究した結果、スポット溶接性、化成処理性、コストを配慮した上で高強度を得るためには低合金設計とすること、かつＣ量を低くすることにより伸びフランジ性を高めることに着目し、上記二相組織を金属組織とした高張力鋼板の鋼中化学成分を特定の範囲に制御した。すなわち、Ｃ：０．０７０〜０．１０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：１．８〜３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物とし、引張強度を９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満とすることで、極めて伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板が得られることを見出した。さらに、Ｔｉ、Ｎｂから選択された元素を添加することにより、伸びおよび伸びフランジ性がより一層向上することを見出した。
また、上記化学成分を必須として、金属組織をマルテンサイト相の体積率：４５〜６０％で、残部が実質的にフェライト相とすることで、引張強度が９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満で、さらに優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する高張力冷延鋼板が得られることをも見出した。
【００１５】
本発明は上記のような知見に基づいてなされたものであり、以下のような構成を有する。
【００１６】
［１］ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０７０〜０．１０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：１．８〜３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の金属組織が、フェライト、マルテンサイト相の二相組織（ただし、ベイナイト相及びオーステナイト相は各々２％未満であり、あるいはさらに、不可避的なセメンタイト相、ＡｌＮ、ＭｎＳを含む）からなり、かつ引張強度：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満であることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板。
【００１８】
［２］上記［１］において、さらに、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種を含有することを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板。
【００１９】
［３］上記［１］または［２］において、マルテンサイト相の体積率が４５〜６０％であることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板。
【００２０】
［４］上記［１］または［２］に記載の成分よりなる鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延により所望の板厚のストリップとし、次いでこのストリップを７５０〜８７０℃に加熱し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上保持した後、５５０〜７５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却することにより引張強度：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満の鋼板を得ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【００２１】
［５］上記［１］または［２］に記載の成分よりなる鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延により所望の板厚のストリップとし、このストリップを７５０〜８７０℃に加熱し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上保持した後、５５０〜７５０℃の範囲内でかつオ−ステナイト相の体積率が４５〜６０％となる温度まで２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却し、引き続き、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却することによりフェライトと体積率が４５〜６０％のマルテンサイト相の二相組織（ただし、ベイナイト相及びオーステナイト相は各々２％未満であり、あるいはさらに、不可避的なセメンタイト相、ＡｌＮ、ＭｎＳを含む）からなる金属組織であり、かつ引張強度が９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満の鋼板を得ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
【００２２】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべてｍａｓｓ％である。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の詳細をその限定理由と合わせて説明する。
【００２４】
まず、本発明鋼の化学成分の限定理由について説明する。
【００２５】
Ｃ：０．０７０〜０．１０％
Ｃは鋼板の引張強度を支配し、焼き入れ組織であるマルテンサイトを強化するために重要な元素である。Ｃ量が０．０７０％未満では本発明の目的とする引張強度上昇の効果が不十分となる。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると伸びフランジ性が著しく劣化し、スポット溶接における十字引張試験において溶接部が破断するため、接合強度が著しく低下する。
【００２６】
Ｓｉ：０．５〜１．５％
Ｓｉはフェライト、マルテンサイトの２相組織鋼の延性を高めるために有効である。Ｓｉ量が０．５％未満ではその効果が十分でない。一方、Ｓｉ量が１．５％を超えると熱延工程で鋼板表面にＳｉ酸化物を多量に形成し、表面欠陥が発生するため、１．５％以下である必要がある。さらに、化成処理性の観点から、Ｓｉ量は１．０％以下であることが望ましい。
【００２７】
Ｍｎ：１．８〜３％
Ｍｎは連続焼鈍の冷却工程でのフェライト生成を抑制するために重要な元素である。Ｍｎ量が１．８％未満ではその効果が十分でなく、３％を超えると例えば連続鋳造工程でスラブ割れが発生するため、Ｍｎ量は１．８〜３％とする。連続焼鈍工程における製造安定性を向上させるためには、Ｍｎ量は、２．０〜２．５％であることが望ましい。
【００２８】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは本発明鋼中では不純物であり、スポット溶接性を劣化させるためにできるだけ製鋼工程で除去することが望ましい。Ｐ量が０．０２％を超えるとスポット溶接性の劣化が顕著となるため、Ｐ量は０．０２％以下とする。
【００２９】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは本発明鋼中では不純物であり、スポット溶接性および曲げ加工性を劣化させるため、できるだけ製鋼工程で除去することが望ましい。Ｓ量が０．０１％を超えるとスポット溶接性の劣化が顕著となるため、Ｓ量は０．０１％以下とする。
【００３０】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは脱酸およびＮをＡｌＮとして析出させるために添加される。Ｓｏｌ．Ａｌ量が０．０１％未満では脱酸及びＡｌＮ析出の効果が十分でない。一方、Ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１％を超えるとＡｌ添加の効果が飽和し不経済となる。
【００３１】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは鋼中に含有される不純物であり、鋼板の成形性を劣化させるので、可能な限り製鋼工程で除去、低減することが望ましい。しかしながら、Ｎを必要以上に低減すると精錬コストが上昇するので、Ｎ量は実質的に無害となる０．００５％以下とする。
【００３２】
次に選択添加元素について説明する。
【００３４】
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種
Ｔｉ、Ｎｂは、鋳造、熱延工程で鋼中に炭化物、窒化物を形成し、結晶粒径の粗大化を抑制することで、伸びフランジ性を向上させる効果がある。いずれの添加元素も、０．００１％未満では伸びフランジ性の向上効果が十分でない。一方、いずれの添加元素も、０．０５％を超えると過度な析出強化によって延性が劣化する。以上より、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種を添加することが好ましい。
【００３５】
次に金属組織について説明する。
本発明は、鋼板の金属組織としては、実質的にフェライト、マルテンサイト相の二相組織とする。ただし、前記２相以外に、鉄を主構成元素とする相、すなわち、ベイナイト相、オーステナイト相は金属組織中に含まれないことが望ましいが、それぞれ体積率で２％未満であれば、実質的に無害であるので含まれてもよい。またＦｅを含有する化合物相、すなわち、セメンタイト相などはフェライト相中、マルテンサイト相中、フェライト相およびマルテンサイト相の界面に含まれてもよい。したがって、本発明において、実質的にフェライト、マルテンサイト相の二相組織とは、ベイナイト相、オーステナイト相が各々２％を未満であれば含まれていてもよく、また、セメンタイト相が各相の界面に含まれていてもよいという意味である。また、ＡｌＮ、ＭｎＳなど添加元素、不純物元素に起因する化合物相は、添加元素、不純物元素が本発明の化学成分範囲であれば、実質的に無害であるので、金属組織中に含まれてもよいものとする。
【００３６】
本発明において、さらに効果を出すためには、マルテンサイト相の体積率は４５〜６０％とするのが好ましい。マルテンサイト相の体積率が４５％未満では、本発明の目的とする伸びフランジ性が劣化する。さらに曲げ性の効果を顕著とするために、マルテンサイト相の体積率は５０％以上がさらに好ましい。一方、マルテンサイト相の体積率が６０％超えでは伸びが低下する。また、本発明鋼は、所望の強度が達成される範囲で適宜マルテンサイト相の焼き戻し処理を行ってもよい。
次に製造条件について説明する。
【００３７】
本発明においては、上記の成分よりなるスラブを溶製し、熱間圧延、冷間圧延により所望の板厚のストリップとし、次いでこのストリップを７５０〜８７０℃に加熱し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上保持した後、５５０〜７５０℃まで冷却し、次いで、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却することにより、鋼板の金属組織が、実質的にフェライト、マルテンサイト相の二相組織からなり、かつ引張強度：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満である伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板を製造することができる。
【００３８】
上記製造方法においては、まず、上記の成分よりなるスラブを連続鋳造または造塊で溶製する。得られたスラブを冷却後再加熱するか、そのまま熱間圧延を行う。熱間圧延における最終圧延温度は、組織を微細化することによる伸びおよび伸びフランジ性を向上させるためＡｒ３点以上８７０℃以下が望ましい。熱延板は冷却後巻き取る。巻き取り温度は組織を微細化することによる伸びおよび伸びフランジ性を向上させるため６２０℃以下が望ましい。次いで、冷間圧延し、所望の板厚とする。このときの冷間圧延率は組織微細化による伸びおよび伸びフランジ性の向上のため５５％以上が望ましい。
次いで、上記により得られたストリップを連続焼鈍炉によって熱処理する。このときの加熱温度は７５０〜８７０℃とする。加熱温度が７５０℃未満では十分なオーステナイトが生成せず、強度が十分得られない。一方８７０℃を超えるとオーステナイト単相化し、組織が粗大化するため伸びおよび伸びフランジ性が劣化する。保持時間は１０ｓｅｃ以上とする。１０ｓｅｃ未満ではオーステナイトが十分生成せず、十分な強度が得られない。
均熱保持後、５５０〜７５０℃まで冷却する。均熱保持後５５０〜７５０℃まで冷却（徐冷）することにより、フェライトを適量生成して延性を向上させるとともに、強度の調整を行う。この時の冷却速度は、２０℃／ｓｅｃを超えると製品の材質の安定性が劣化するため、２０℃／ｓｅｃ以下であることが望ましい。この冷却終了温度が５５０℃未満ではフェライト体積率が高くなりすぎて強度が不足する。一方、冷却終了温度が７５０℃超えでは、次に行う急冷を７５０℃超えから行うことになり、７５０℃超えから急冷を行うと延性が劣化するばかりか、ストリップの平坦性が劣化する可能性があるため、冷却終了温度は７５０℃以下とする。また、マルテンサイト相の体積率が４５〜６０％で、残部が実質的にフェライト相からなる金属組織とするためには上記範囲において、成分系により、適宜調整する。特に、５５０〜７５０℃の範囲内でオ−ステナイト相の体積率が４５〜６０％となる温度まで２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することが望ましい。
次いで、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却する。この冷却は冷却速度が１００℃／ｓｅｃ超えの急冷とする。冷却速度が１００℃／ｓｅｃ以下では焼き入れが不十分となり、強度が不足する。さらに、製品材質安定化のためには、５００℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却することが望ましい。また、この時の冷却（急冷）終了温度は３００℃以下とする。冷却終了温度が３００℃を超えるとベイナイト相が生成するか、またはオーステナイトが残留し、伸びフランジ性を劣化させるためである。冷却停止温度は、製品材質を安定化させるために１００℃以下とすることが望ましい。
次いで、再加熱を行わず５〜２０分保持もしくは１５０〜３９０℃の温度範囲で再加熱行った後、５〜２０分保持してもよい。この熱処理により、先の急冷で生成したマルテンサイトは焼き戻しされ、伸びおよび伸びフランジ性が向上する。なお、熱処理温度が１５０℃未満または熱処理時間が５分未満では、この効果が十分でない。一方、熱処理温度が３９０℃超えまたは熱処理時間が２０分超えでは強度低下が顕著となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られないこともありうる。
【００３９】
さらに調質圧延を圧延率０．１〜０．７％の範囲で行うことが望ましい。調質圧延を行うことにより、降伏伸びをなくすことが可能となる。
【００４０】
なお、本発明鋼板は鋼板表面に電気めっき、溶融亜鉛めっきまたは固形潤滑材などを塗布してもよい。
【００４１】
【実施例】
本発明の実施例について説明する。
【００４２】
（実施例１）
表1の成分を有する供試鋼を溶製後、鋳造し、加熱温度：１２５０℃で板厚２．８ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延における最終パス出側温度は約８６０℃であった。引き続き、約２０℃／ｓｅｃで冷却後、６００℃で巻き取りを模擬し、１時間保持後炉冷した。次いで冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍとし、さらに連続焼鈍を模擬した熱処理を実施した。この連続焼鈍では、加熱速度は約２０℃／ｓｅｃで８３０℃まで加熱し３００ｓｅｃ保持した。次いで、約１０℃／ｓｅｃで７００℃まで冷却し、引き続き、水温２０℃の噴流水中で、水温まで急冷した。このときの冷却速度は約２０００℃／ｓｅｃであった。次いで、３００℃で１５分間の焼き戻し処理を行い、冷却後、０．３％の調質圧延を行い供試材を得た。
【００４３】
【表１】
得られた供試材について、機械特性（引張特性）、伸びフランジ性を評価した。評価方法は以下の通りである。
【００４５】
機械特性はＪＩＳ５号試験片(ＪＩＳＺ２２０１)を圧延方向と直角方向から採取し、ＪＩＳZ２２４１に準拠して試験した。
【００４６】
伸びフランジ性の評価方法として、鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準拠した穴拡げ試験を実施した。
【００４７】
表２に評価結果を示す。
【００４８】
【表２】
表２に示すように、本発明例においては、引張特性、伸びフランジ性が優れていることがわかる（１１８０ＭＰａ＞引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び≧１８％、穴拡げ率≧６０％）。
【００５０】
一方、比較例はいずれかの特性が劣る。鋼番号１の比較例は、Ｃ量が低いため引張強度が低い。鋼番号４の比較例はＣ量が高いため、引張強度が高く、伸びが低い上に、伸びフランジ性も劣る。鋼番号５の比較例は、Ｃ量が高く、Ｍｎ量が低いため、引張強度は適性であるが、伸びフランジ性が著しく劣る。鋼番号６の比較例は、Ｓｉ量が低いため、引張強度が低く、伸びフランジ性が劣る。鋼番号７の比較例は、Ｃ量が低く、Ｍｎ量が低いため、引張強度が低く、伸びフランジ性も劣る。鋼番号８の比較例は、Ｍｎ量が高いため、強度が高く、そのため、伸びが劣る。
【００５１】
（実施例２）
表1に示す鋼２を用いて溶製後、鋳造し、加熱温度：１２５０℃で板厚２．８ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延における最終パス出側温度は約８６０℃であった。引き続き、約２０℃／ｓｅｃで冷却後、６００℃で巻き取りを模擬し、１時間保持後炉冷した。次いで冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍとし、さらに連続焼鈍を模擬した熱処理を実施した。連続焼鈍模擬熱処理は表３に示す条件で行った。次いで、冷却後、０．３％の調質圧延を行い供試材を得た。
【００５２】
【表３】
得られた供試材について、機械特性（引張特性）、伸びフランジ性を実施例1と同様の方法で評価した。
表４に評価結果を示す。
【００５４】
【表４】
表４に示すように、本発明例においては引張特性、伸びフランジ性が優れていることがわかる（１１８０ＭＰａ＞引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び≧１８％、穴拡げ率≧６０％）。
【００５６】
一方、比較例はいずれかの特性が劣る。符号Ａの比較例は、加熱温度が低すぎるため、引張強度が高く、伸びが劣る。符号Ｃの比較例は、加熱温度が高すぎるため、引張強度が低く、伸びフランジ性も劣る。これはマルテンサイトを主体とする金属組織が粗大化したためと考えられる。符号Ｄの比較例は、保持時間が短かすぎるため、引張強度が低く、伸びフランジ性も劣る。これは均熱保持中に十分オーステナイトが生成せず、焼き入れ後に十分なマルテンサイト量が得られなかったためと考えられる。符号Ｅの比較例は、急冷開始温度が高すぎるため、引張強度が高く、そのため伸びが低い。符号Ｆの比較例は、急冷開始温度が低すぎるため、引張強度が低く、伸びフランジ性も劣る。これは徐冷中にフェライトが生成し、焼き入れ後のマルテンサイトの体積率が減少したためと考えられる。符号Ｈの比較例は、急冷速度が低く急冷停止温度が高すぎるため、引張強度が低い上に、伸びフランジ性も劣る。
【００５７】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板を得ることができる。また、本発明により得られる高張力冷延鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の成形性、すなわち伸び１８％以上および伸びフランジ性（穴拡げ率６０％以上）と、自動車構造部材、補強部材、その他あらゆる機械構造部品を製造するに際して最適な特性を持ち合わせており、自動車構造部材、補強部材、その他あらゆる機械構造部品として好適である。さらに、例えば、自動車用鋼板として必要な特性：溶接性、化成処理性などあらゆる特性に優れた超高強度冷延鋼板を低コストで安定して製造することができ、産業上極めて有益である。
Claims (5)
- ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０７０〜０．１０％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：１．８〜３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の金属組織が、フェライト、マルテンサイト相の二相組織（ただし、ベイナイト相及びオーステナイト相は各々２％未満であり、あるいはさらに、不可避的なセメンタイト相、ＡｌＮ、ＭｎＳを含む）からなり、かつ引張強度：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満であることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板。
- さらに、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板。
- マルテンサイト相の体積率が４５〜６０％であることを特徴とする請求項１または２に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板。
- 請求項１または２に記載の成分よりなる鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延により所望の板厚のストリップとし、次いでこのストリップを７５０〜８７０℃に加熱し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上保持した後、５５０〜７５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却することにより引張強度：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満の鋼板を得ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１または２に記載の成分よりなる鋼を溶製し、熱間圧延、冷間圧延により所望の板厚のストリップとし、このストリップを７５０〜８７０℃に加熱し、この温度範囲で１０ｓｅｃ以上保持した後、５５０〜７５０℃の範囲内でかつオ−ステナイト相の体積率が４５〜６０％となる温度まで２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却し、引き続き、１００℃／ｓｅｃを超える冷却速度で３００℃以下まで冷却することによりフェライトと体積率が４５〜６０％のマルテンサイト相の二相組織（ただし、ベイナイト相及びオーステナイト相は各々２％未満であり、あるいはさらに、不可避的なセメンタイト相、ＡｌＮ、ＭｎＳを含む）からなる金属組織であり、かつ引張強度が９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満の鋼板を得ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
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