WO2013089095A1 - 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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智一 増田
英雄 畠
梶原　桂
村上　俊夫
三浦　正明
宗朗 池田
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in workability used for automobile parts and the like and a method for producing the same.
  • high-strength steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more as a material for structural parts in order to achieve both improvement in automobile fuel efficiency and collision safety.
  • high-strength steel sheets have larger variations in mechanical properties such as yield strength, tensile strength, work hardening index, etc. compared to mild steel, so the amount of springback during press forming changes the dimensional accuracy of the press-formed product. It is difficult to secure the press mold, and even if the strength varies, it is necessary to set the average strength of the steel sheet higher in order to ensure the required strength of the press-formed product. There are challenges.
  • the recrystallization annealing / tempering treatment is held at a temperature of Ac1 or higher and Ac3 or lower for 10 s or more, slowly cooled to 500 to 750 ° C. at a cooling rate of 20 ° C. or lower, and then reduced to 100 ° C. or lower to 100 ° C.
  • a method for improving the stability of the material and reducing the variation in mechanical properties is disclosed.
  • Patent Document 2 the thickness of the steel sheet, the carbon content, the phosphorus content, the quenching start temperature, the quenching stop temperature, the tempering temperature after quenching and the relationship between the tensile strength and the tensile strength are obtained in advance. Considering the carbon content, phosphorus content, quenching stop temperature, and tempering temperature after quenching, calculate the quenching start temperature according to the target tensile strength, and quenching at the obtained quenching start temperature, the variation in strength A method for reducing the above is disclosed.
  • Patent Document 3 in manufacturing a steel sheet having a structure containing 3% or more of retained austenite, in the annealing treatment after cold rolling the hot-rolled steel sheet, the temperature is over 800 ° C. and less than Ac3 point for 30 seconds to 5 seconds. After soaking for 1 minute, primary cooling is performed to a temperature range of 450 to 550 ° C., then secondary cooling is performed at a cooling rate smaller than the primary cooling rate to 450 to 400 ° C., and further at 450 to 400 ° C. A method for improving variation in elongation characteristics in the plate width direction by holding for 1 minute or more is disclosed.
  • the above prior art 1 expands the two-phase temperature range of Ac1 to Ac3 by increasing the addition amount of Al and increasing the Ac3 point, and reduces the temperature dependence in the two-phase temperature range, thereby reducing the annealing temperature. It is characterized by suppressing changes in the tissue fraction due to fluctuations in the size.
  • the present invention increases the hardness of the ferrite by dispersing a considerable amount of fine cementite particles in the ferrite grains and strengthening the precipitation, while reducing the C content of the hard second phase. By reducing the hardness and thereby reducing the difference in hardness between the tissues, fluctuations in mechanical properties due to changes in the tissue fraction are suppressed. Therefore, the prior art 1 does not suggest the technical idea of the present invention. Furthermore, since the prior art 1 needs to increase the amount of Al added, there is also a problem that the manufacturing cost of the steel sheet increases.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-138262 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-277832 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-212684
  • the object of the present invention is to provide high-strength cold rolling with little variation in mechanical properties (particularly strength and ductility) without causing an increase in manufacturing cost due to adjustment of chemical components and without being affected by fluctuations in annealing conditions.
  • the object is to provide a steel plate and a method for producing the same.
  • the dispersion state of cementite particles present in the ferrite grains and having an equivalent circle diameter of 0.05 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m is more than 0.15 and less than 0.50 per 1 ⁇ m 2 of the ferrite.
  • the dispersion state of cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more present in the ferrite grains is 0.05 to 0.15 per 1 ⁇ m 2 of the ferrite.
  • the component composition further comprises: Cr: 0.01 to 1.0%
  • the component composition further comprises: Mo: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.05 to 1.0%, 3.
  • the component composition further comprises: Ca: 0.0001 to 0.01%, Mg: 0.0001 to 0.01%, Li: 0.0001 to 0.01%, 4.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet having small variations in strength and ductility according to any one of claims 1 to 3, comprising one or more of REM: 0.0001 to 0.01%.
  • a steel material having the composition shown in any one of claims 1 to 4 is hot-rolled under the conditions shown in the following (1) and (2), then cold-rolled, and then (3) Alternatively, a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having small variations in strength and ductility, characterized by annealing under any one of the conditions (3 ′) and further tempering under the following conditions (4).
  • Cold rolling rate 20-50%
  • Annealing conditions The temperature range from room temperature to 600 ° C.
  • the temperature was raised at a second heating rate of 2 or less, held at an annealing temperature of Ac1 or more and less than (Ac1 + Ac3) / 2 for an annealing holding time of 3600 s or less, and from the annealing temperature, 730 ° C or less and 500 ° C or more After gradually cooling to the first cooling end temperature at a first cooling rate of 1 ° C./s or more and less than 50 ° C./s, to the second cooling end temperature below the Ms point at a second cooling rate of 50 ° C./s or more.
  • Tempering temperature 300-500 ° C Tempering holding time: 60 to 1200 s in the temperature range of 300 ° C to tempering temperature
  • a multi-phase structure steel composed of ferrite, which is a soft first phase, and tempered martensite and / or tempered bainite, which is a hard second phase
  • cementite particles having an appropriate size are actively incorporated in the ferrite grains.
  • the strength of the ferrite is increased by dispersing it and precipitation strengthening, while the C content of the hard second phase is decreased to reduce the hardness, thereby reducing the difference in hardness between the structures.
  • ferrite as a soft first phase and tempered martensite and / or tempered bainite (hereinafter referred to as “tempered martensite or the like”) as a hard second phase.
  • tempered martensite or the like a measure for reducing variations in mechanical properties
  • the variation in characteristics is due to the fact that the fraction of ferrite and the hard second phase fluctuates due to variations in manufacturing conditions, and as a result, the hardness of the hard second phase changes.
  • the first annealing condition is that when the cold-rolled material is annealed, first, ferrite is recrystallized in the heating stage to leave cementite. By controlling the heating rate within a predetermined range, the remaining cementite is taken into the ferrite, and a structure in which a considerable number of fine cementite particles are present in the ferrite grains is formed.
  • the annealing temperature is set to a lower temperature in the two-phase temperature range so as not to dissolve the cementite particles too much when soaking from the Ac1 point to the annealing temperature (two-phase temperature range), and then rapidly cooled to near room temperature as soon as possible.
  • the annealing temperature is set to a lower temperature in the two-phase temperature range so as not to dissolve the cementite particles too much when soaking from the Ac1 point to the annealing temperature (two-phase temperature range), and then rapidly cooled to near room temperature as soon as possible.
  • the steel is a composite structure steel of precipitation strengthened ferrite and a hard second phase from which a part of C has been removed, so the difference in hardness between the two phases is reduced, and the entire structure has a uniform strength distribution. It becomes.
  • the composite steel obtained in this way has the following advantages. That is, as the ferrite fraction increases, the amount of ferrite in which cementite is present in the grains increases, so that the hard second phase C decreases and the difference in hardness between the two phases decreases. On the other hand, when the ferrite fraction decreases, the ferrite in which cementite is present in the grains decreases, but the hard second phase increases and C in the same phase dilutes, so the difference in hardness is still smaller. Therefore, even if the ferrite fraction changes, the characteristic variation is reduced.
  • the cementite particles that have already precipitated in the previous structure are coarsened in the process of recrystallization of ferrite by relatively slowly heating.
  • grains are taken in by recrystallized ferrite, and it becomes a structure
  • the dislocation density in the ferrite is sufficiently reduced during this relatively slow heating.
  • a part of the coarsened cementite is dissolved by heating and holding from Ac1 point to the annealing temperature (two-phase temperature range), and then rapidly cooling to near room temperature as soon as possible to concentrate solid solution C in the ferrite.
  • the hardness becomes close to that of the hard second phase adjusted to a low hardness, and the entire structure has a uniform strength distribution, so that the ductility is improved. Therefore, even if the ferrite fraction is changed by forming the structure as described above, fluctuations in characteristics are reduced.
  • the inventive steel sheet is based on a multiphase structure composed of ferrite, which is a soft first phase, and tempered martensite, which is a hard second phase, and in particular, cementite particles in ferrite particles. It is characterized by controlled size and density.
  • ⁇ Ferrite as soft first phase 20 to 50% in area ratio>
  • a multiphase steel such as ferrite-tempered martensite
  • deformation is mainly handled by ferrite with high deformability.
  • the elongation of a multiphase steel such as ferrite-tempered martensite is mainly determined by the area ratio of ferrite.
  • the area ratio of ferrite In order to ensure the target elongation, the area ratio of ferrite needs to be 20% or more (preferably 25% or more, more preferably 30% or more). However, since the strength cannot be secured when the ferrite is excessive, the area ratio of the ferrite is 50% or less (preferably 45% or less, more preferably 40% or less).
  • the “fine cementite” specifically, cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.05 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m
  • the second annealing condition is used.
  • the effect finally obtained as the steel sheet characteristics is the same. This is to suppress the variation in the mechanical characteristics within a desired range, but there is a difference in the function in the steel material structure as described later.
  • the proper ferrite particle size and number density are divided into two (a) and (b). By satisfying at least one of the conditions (a) and (b), the desired effect of the present invention can be exhibited.
  • the density of fine cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.05 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m is more than 0.15 per 1 ⁇ m 2 of ferrite (preferably, 0.20 or more) is required.
  • the density of the cementite particles is limited to 0.50 or less (preferably 0.45 or less) per 1 ⁇ m 2 of ferrite.
  • the upper limit was set to less than 0.3 ⁇ m because when the size of the cementite particles is 0.3 ⁇ m or more, the interval between the cementite particles becomes too wide. The reason is that the movement of dislocations cannot be prevented and cannot contribute to precipitation strengthening.
  • the lower limit is set to 0.05 ⁇ m. When the size of the cementite particles becomes smaller than 0.05 ⁇ m, the cementite particles are moved by the movement of dislocations. The reason for this is that the dislocation is not sufficiently prevented from being dissociated and cannot contribute to precipitation strengthening.
  • the condition (b) will be described.
  • the density of coarse cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is 0.05 or more (preferably 0.06 particles) per 1 ⁇ m 2 of ferrite. Above) is required. However, if the amount of coarse cementite particles increases too much, the ductility deteriorates, so the density of the cementite particles is limited to 0.15 or less (preferably 0.14 or less) per 1 ⁇ m 2 of ferrite.
  • the reason why the size of the coarse cementite particles is set to a circle equivalent diameter of 0.3 ⁇ m or more is as follows.
  • the distance between the cementite particles becomes too wide, so that the movement of dislocations cannot be prevented and cannot contribute to precipitation strengthening.
  • each test steel sheet was mirror-polished, corroded with a 3% nital solution to reveal the metal structure, and then a scanning type with a magnification of 2000 times for approximately 5 fields of 40 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m area.
  • An electron microscope (SEM) image was observed and the area of the ferrite was determined by measuring 100 points per field of view by a point calculation method.
  • a region containing cementite was determined as a hard second phase by image analysis, and the remaining region was retained austenite, martensite, and a mixed structure of retained austenite and martensite.
  • the area ratio of each phase was computed from the area ratio of each area
  • the size of cementite particles and the density thereof are measured as follows. First, an extraction replica sample of each test steel plate is created. Next, regarding the tissue state of (a), a transmission electron microscope (TEM) image at a magnification of 20000 times was observed for 3 fields of 6 ⁇ m ⁇ 4 ⁇ m region, and for the tissue state of (b), 12 ⁇ m ⁇ 4 ⁇ m. A TEM image with a magnification of 10000 times is observed for 3 visual fields in a region of 8 ⁇ m. Then, the white portion is discriminated as cementite particles based on the contrast of the image of the obtained TEM image, and is marked with an image analysis software.
  • TEM transmission electron microscope
  • [Ingredient composition of invention steel plate] C 0.05 to 0.30% C is an important element that affects the area ratio of the hard second phase and the amount of cementite present in the ferrite, and affects the strength, elongation, and stretch flangeability. If it is less than 0.05%, the strength cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 0.30%, the weldability deteriorates.
  • the range of the C content is preferably 0.10 to 0.25%, more preferably 0.14 to 0.20%.
  • Si 3.0% or less (excluding 0%) Si is a useful element that can reduce the difference in strength from the hard second phase by solid-solution strengthening ferrite and contributes to both elongation and stretch flangeability. If it exceeds 3.0%, the formation of austenite at the time of heating is inhibited, so that the area ratio of the hard second phase cannot be ensured and stretch flangeability cannot be ensured.
  • the range of Si content is preferably 0.50 to 2.5%, more preferably 1.0 to 2.2%.
  • Mn 0.1 to 5.0% Mn contributes to both elongation and stretch flangeability by enhancing the deformability of the hard second phase. Moreover, there exists an effect which expands the range of the manufacturing conditions from which a hard 2nd phase is obtained by improving hardenability. If the content is less than 0.1%, the above effects cannot be sufficiently exhibited, so that it is impossible to achieve both elongation and stretch flangeability. On the other hand, if it exceeds 5.0%, the reverse transformation temperature becomes too low and recrystallization becomes impossible. And the balance of growth cannot be secured.
  • the range of Mn content is preferably 0.50 to 2.5%, more preferably 1.2 to 2.2%.
  • P 0.1% or less (excluding 0%) P is unavoidably present as an impurity element, and contributes to an increase in strength by solid solution strengthening, but segregates at the prior austenite grain boundaries and causes the brittleness of the grain boundaries to deteriorate the stretch flangeability. % Or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
  • S 0.02% or less (excluding 0%) S is also unavoidably present as an impurity element, forms MnS inclusions, and becomes a starting point of a crack at the time of hole expansion, thereby reducing stretch flangeability. Therefore, the content is made 0.02% or less. Preferably it is 0.015% or less, More preferably, it is 0.010% or less.
  • Al 0.01 to 1.0% Al is added as a deoxidizing element and has the effect of making inclusions finer. Moreover, by strengthening the solid solution of ferrite, it also has an effect of reducing the strength difference from the hard second phase. If it is less than 0.01%, solute N remains in the steel, so strain aging occurs, and elongation and stretch flangeability cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 1.0%, inclusions in the steel become the starting point of fracture. It is easy and stretch flangeability cannot be secured.
  • N 0.01% or less (excluding 0%) N is inevitably present as an impurity element, and N tends to cause internal defects and lowers elongation and stretch flangeability. Therefore, the lower one is preferable, and the content is made 0.01% or less.
  • the steel of the present invention basically contains the above components, and the balance is substantially iron and impurities, but the following allowable components can be added as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • Cr 0.01 to 1.0% Cr is a useful element capable of reducing the strength difference from the hard second phase and improving stretch flangeability by strengthening ferrite in solid solution. If the addition is less than 0.01%, the above-described effects cannot be exhibited effectively. On the other hand, if the addition exceeds 1.0%, coarse Cr 7 C 3 is formed, and the stretch flangeability deteriorates. Resulting in.
  • REM refers to a rare earth element, that is, a group 3A element in the periodic table.
  • [Preferred production method of invention steel plate] In order to manufacture the cold-rolled steel sheet as described above, first, steel having the above composition is melted and formed into a slab by ingot forming or continuous casting and then hot-rolled. As the hot rolling conditions, the finish rolling finish temperature is set to Ar 3 or higher, and after appropriate cooling, it is wound in the range of 450 to 600 ° C. After hot rolling is completed, pickling is performed and then cold rolling is performed.
  • the cold rolling rate (hereinafter, also referred to as “cold rolling rate”) is preferably in the range of 20 to 50%.
  • annealing is continued under either of the following first annealing conditions or second annealing conditions, and then further tempering is performed.
  • First annealing condition As the first annealing condition, a temperature range from room temperature to 600 ° C. is a first heating rate of 5.0 ° C./s to 10.0 ° C./s and a temperature range of 600 ° C. to annealing temperature is a first heating rate. The temperature is increased at a second heating rate of 1/2 or less of the above, and is held for an annealing holding time of 3600 s or less at an annealing temperature of Ac1 or more and less than (Ac1 + Ac3) / 2.
  • first cooling end temperature grade cooling end temperature
  • second cooling ends After cooling slowly to a first cooling end temperature (gradual cooling end temperature) of 1 ° C./s or more and less than 50 ° C./s until the first cooling end temperature (slow cooling end temperature) of 2 ° C. or higher, the second cooling ends below the Ms point It is preferable to rapidly cool to a temperature (quenching end temperature) at a second cooling rate (quenching rate) of 50 ° C./more.
  • the first heating rate is preferably more than 5.0 ° C./s (more preferably 6.0 ° C./s or more). However, if the first heating rate is too low, the cementite becomes coarse, and if the first heating rate is too high, the fine cementite present in the ferrite grains is insufficient, and variation in characteristics cannot be sufficiently suppressed. It is good to set it as 0 degrees C / s or less (more preferably 9.0 degrees C / s or less).
  • the second heating rate is preferably set to 1/2 or less (more preferably 1/3 or less) of the first heating rate.
  • the annealing temperature When the annealing temperature is less than Ac1, it does not transform to austenite, while when the annealing temperature is (Ac1 + Ac3) / 2 or more, all cementite is dissolved, and as a result, the hardness of tempered martensite and the like becomes high, and ductility. Deteriorates.
  • a more preferable upper limit of the annealing temperature is (2AC1 + Ac3) / 3, and a particularly preferable upper limit is (3Ac1 + Ac3) / 4.
  • the annealing holding time exceeds 3600 s, productivity is extremely deteriorated, which is not preferable.
  • a more preferable lower limit of the annealing holding time is 60 s.
  • the temperature range from room temperature to 600 ° C. is the first heating rate of 0.5 to 5.0 ° C./s, and the temperature range from 600 ° C. to the annealing temperature is 1/2 of the first heating rate.
  • Each temperature is raised at the following second heating rate, and after holding for an annealing holding time of 3600 s or less at an annealing temperature of (Ac1 + Ac3) / 2 to Ac3, the first temperature of 730 ° C.
  • the ferrite recrystallizes by heating it relatively slowly, thereby coarsening the cementite particles already precipitated in the previous structure, and the cementite particles are taken into the recrystallized ferrite. This is because a structure in which large cementite particles are present in the ferrite grains is obtained. Further, the dislocation density in the ferrite can be sufficiently reduced during the heating.
  • the first heating rate is preferably 5.0 ° C./s or less (more preferably 4.8 ° C./s or less).
  • the first heating rate is too low, the cementite becomes too coarse and the ductility is deteriorated, so it is preferable to set it to 0.5 ° C./s or more (more preferably 1.0 ° C./s or more).
  • a part of the coarsened cementite is dissolved by heating for a predetermined time from the Ac1 point to the annealing temperature (two-phase temperature range), and then solid solution C is concentrated in the ferrite by rapid cooling to near room temperature. This is to make it happen.
  • the second heating rate is preferably set to 1/2 or less (more preferably 1/3 or less) of the first heating rate.
  • the annealing temperature exceeds Ac3
  • all cementite is dissolved, and as a result, the hardness of tempered martensite and the like becomes high and ductility deteriorates.
  • the annealing holding time exceeds 3600 s, productivity is extremely deteriorated, which is not preferable.
  • a more preferable lower limit of the annealing holding time is 60 s.
  • tempering conditions As the tempering conditions, the temperature after the annealing cooling is heated from the tempering temperature: 300 to 500 ° C., the tempering holding time is kept in the temperature range of 300 ° C. to the tempering temperature: 60 to 1200 s, and then cooled.
  • the fine cementite particles left in the ferrite during the annealing or the solid solution C concentrated in the ferrite remain in the ferrite as it is even after tempering to increase the hardness of the ferrite, while the ferrite during the annealing Hardening of the hard second phase by precipitation of C as cementite by further tempering or coarsening of fine cementite particles from the hard second phase having a reduced C content as a reaction to the concentration of C inside. This is to reduce the thickness.
  • the tempering temperature is less than 300 ° C. or the tempering time is less than 60 s, the hard second phase is not sufficiently softened.
  • the tempering temperature exceeds 500 ° C., the hard second phase becomes too soft and the strength cannot be secured, or the cementite becomes too coarse and the stretch flangeability deteriorates.
  • tempering time exceeds 1200 s, productivity will fall and it is unpreferable.
  • a more preferable range of the tempering temperature is 320 to 480 ° C., and a more preferable range of the tempering holding time is 120 to 600 s.
  • Example relating to the structure condition (a) and the first annealing condition As shown in Table 1 below, steels of various components were melted to produce 120 mm thick ingots. This was hot-rolled to a thickness of 25 mm, and then hot-rolled again under the conditions of a finish rolling end temperature of 800 to 1000 ° C. and a winding temperature of 450 to 600 ° C. to a thickness of 3.2 mm. After pickling this, it was cold-rolled to a thickness of 1.6 mm to obtain a test material, which was heat-treated under the conditions shown in Tables 2 to 4 (see the heat treatment pattern in FIG. 1).
  • the area ratio of each phase, the size of cementite particles, and the density of the cementite particles were measured by the measurement method described in the above [Mode for Carrying Out the Invention].
  • the tensile strength TS, the elongation EL, and the stretch flangeability ⁇ are measured to evaluate the properties of each steel plate, and from the degree of variation in properties due to changes in heat treatment conditions, each steel plate The stability of the characteristics was evaluated.
  • the properties of the steel plate after the heat treatment are those that satisfy all of TS ⁇ 980 MPa, EL ⁇ 13%, and ⁇ ⁇ 40% as acceptable ( ⁇ ), and the others that are not acceptable ( ⁇ ). .
  • the stability of the characteristics of the steel sheet after the heat treatment is as follows. Those satisfying all of the change width ⁇ EL ⁇ 2% of EL and the change width ⁇ ⁇ 20% of ⁇ were determined to be acceptable ( ⁇ ), and the others were determined to be unacceptable ( ⁇ ).
  • the tensile strength TS and elongation EL were measured in accordance with JIS Z 2241 by preparing a No. 5 test piece described in JIS Z 2201 with the long axis perpendicular to the rolling direction. Moreover, stretch flangeability (lambda) performed the hole expansion test according to the iron continuous standard JFST1001, and measured the hole expansion rate, and made this the stretch flangeability.
  • steel No. 1, 2, 5, 6, 8 to 17, 19 to 24, 26 to 31, and 67 to 71 are invention steels that satisfy all the requirements of the present invention. It can be seen that any of the invention steels is not only excellent in the absolute value of the mechanical properties, but also a homogeneous cold-rolled steel sheet in which variations in mechanical properties are suppressed.
  • steel No. No. 35 has too little C, so the ferrite fraction becomes excessive, and TS does not reach the acceptance standard even when heat-treated under the recommended conditions.
  • Steel No. No. 50 has a large ratio of second heating rate / first heating rate during annealing, no slow cooling, and high tempering temperature, so that cementite is not sufficiently dissolved, and the number density of fine cementite in the ferrite grains is small. Too high. Since the tempering temperature is high, EL and ⁇ reach the acceptance criteria, but TS does not reach the acceptance criteria.
  • Steel No. Nos. 67 to 71 and 72 to 76 are obtained by sequentially changing the annealing end temperature so as to vary the ferrite fraction.
  • Nos. 67 to 71 satisfy the characteristics, and their variations also satisfy the acceptance criteria.
  • the steel no. Although the characteristics of 72 to 76 are satisfactory, the variation does not reach the acceptance standard.
  • each steel plate after heat processing the area ratio of each phase, the size of cementite particles, and the density thereof were measured by the measurement method described in the above-mentioned [Mode for Carrying Out the Invention]. Further, for each steel plate after the heat treatment, the tensile strength TS, the elongation EL, and the stretch flangeability ⁇ are measured to evaluate the properties of each steel plate, and from the degree of variation in properties due to changes in heat treatment conditions, each steel plate The stability of the characteristics was evaluated. Specifically, the properties of the steel plate after the heat treatment are those that satisfy all of TS ⁇ 980 MPa, EL ⁇ 13%, and ⁇ ⁇ 40% as acceptable ( ⁇ ), and the others that are not acceptable ( ⁇ ). .
  • the stability of the characteristics of the steel sheet after heat treatment is as follows.
  • the specimens of the same steel type are subjected to heat treatment by changing the heat treatment conditions within the maximum fluctuation range of the heat treatment conditions of the actual machine, and the TS change width ⁇ TS ⁇ 200 MPa.
  • Those satisfying all of the change width ⁇ EL ⁇ 2% of EL and the change width ⁇ ⁇ 20% of ⁇ were determined to be acceptable ( ⁇ ), and the others were determined to be unacceptable ( ⁇ ).
  • the tensile strength TS and elongation EL were measured in accordance with JIS Z 2241 by preparing No. 5 test piece described in JIS Z 2201 with the long axis in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • stretch flangeability performed the hole expansion test according to the iron continuous standard JFST1001, and measured the hole expansion rate, and made this the stretch flangeability.
  • the measurement results are shown in Tables 12-14. From these tables, steel no. Nos. 1 to 12, 36 to 40, 48 to 51, and 53 to 64 are invention steels that satisfy all the requirements of the present invention. It can be seen that any of the invention steels is not only excellent in the absolute value of the mechanical properties, but also a homogeneous cold-rolled steel sheet in which variations in mechanical properties are suppressed. Steel No. 14-16, 18, 22, 23, 25-29, 32, 34, 35, 66-69, 71-76, 78-80 also satisfy all the requirements of the present invention.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is excellent in workability and suitable for automobile parts and the like.

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Abstract

　質量%で、C：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：３.０％以下(０%を含まない)、Ｍｎ：０．１～５．０%、P：０．１%以下(０%を含まない)、Ｓ：０．０２％以下(０%を含まない)、Ａｌ：０．０１～１．０%、N：０．０１％以下(０%を含まない)を各々含み、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、軟質第１相であるフェライトを面積率で２０～５０%含み、残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、前記フェライトの粒内に適切なサイズのセメンタイト粒子を適正な数密度で存在するように制御した高強度冷延鋼板。

Description

強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
　本願発明は、自動車部品等に用いられる加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、自動車の燃費改善、衝突安全性を両立させるため、構造部品の材料として引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板のニーズが高まってきており、その適用範囲が広がっている。しかし、高強度鋼板は軟鋼にくらべて降伏強度や引張強度、加工硬化指数などの機械的特性のばらつきが大きいため、プレス成形の際にスプリングバックの量が変化することでプレス成形品の寸法精度を確保することが困難となることや、強度がばらついてもプレス成形品の必要強度を確保すべく、鋼板の平均強度を高めに設定する必要があることからプレス金型の寿命が短くなるといった課題がある。
　このような課題を解決すべく、高強度鋼板における機械的特性のばらつき抑制に関するさまざまな取り組みがなされてきている。高強度鋼板において上記のような機械的特性のばらつきが発生する原因は、化学成分の変動と製造条件の変動に求めることができ、機械的特性のばらつき低減方法として以下のような提案がなされている。
［従来技術１］
　例えば、特許文献１には、Ａ＝Ｓｉ＋９×Ａｌで定義するＡが６．０≦Ａ≦２０．０を満たした、フェライトとマルテンサイトの二相組織鋼とし、この鋼板を製造するに際しては、再結晶焼鈍・焼戻処理を、Ａｃ１以上Ａｃ３以下の温度で１０ｓ以上保持し、５００～７５０℃までを２０℃／ｓ以下の冷却速度で緩冷却し、その後、１００℃以下までを１００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、３００～５００℃で焼戻しを行うことで、鋼材のＡ３点を上昇させることにより、緩冷却終了時点の温度である急冷開始温度が変動したときの上記二相組織の安定性を高めて、機械的特性のばらつきを低減する方法が開示されている。
［従来技術２］
　また、特許文献２には、予め鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ開始温度、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度と引張強度の関係を求めておき、対象鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度を考慮して、目標引張強度に応じて焼入れ開始温度を算出し、求めた焼入れ開始温度で焼入れすることで、強度のばらつきを低減する方法が開示されている。
［従来技術３］
　また、特許文献３には、３％以上の残留オーステナイトを含む組織を有する鋼板を製造するにあたり、熱延鋼板を冷間圧延した後の焼鈍処理において、８００℃超Ａｃ３点未満で３０秒～５分間均熱した後、４５０～５５０℃の温度範囲まで一次冷却を行い、次いで４５０～４００℃までの一次冷却速度に比べて小さい冷却速度で二次冷却を行った後、さらに４５０～４００℃で１分間以上保持することで、板幅方向における伸び特性のばらつきを改善する方法が開示されている。
　上記従来技術１は、Ａｌの添加量を増やしてＡｃ３点を高めることによりＡｃ１～Ａｃ３の２相温度域を拡大し、該２相温度域中における温度依存性を低減させたことで、焼鈍温度の変動による組織分率の変化を抑制することを特徴とするものである。これに対して、本願発明は、フェライト粒内に微細なセメンタイト粒子を相当数分散させて析出強化することで、フェライトの硬さを上昇させる一方、硬質第２相のＣ含有量を減少させてその硬さを低下させ、これにより各組織間の硬さの差異を小さくすることで、組織分率の変化による機械的特性の変動を抑制することを特徴とするものである。したがって、上記従来技術１は、本願発明の技術的思想を示唆するものではない。さらに、上記従来技術１は、Ａｌの添加量を増やす必要があることから、鋼板の製造コストが上昇する問題もある。
　また、上記従来技術２は、化学成分の変化に応じて焼入れ温度を変更するので、強度のばらつきは低減できるとしても、組織分率がコイル間で変動するため、伸びや伸びフランジ性のばらつきは低減できない。
　また、上記従来技術３は、伸びのばらつきの低減については言及されているものの、伸びフランジ性のばらつきの低減については示唆されていない。
日本国特開２００７－１３８２６２号公報 日本国特開２００３－２７７８３２号公報 日本国特開２０００－２１２６８４号公報
　そこで本願発明の目的は、化学成分の調整による製造コストの上昇を来たすことなく、焼鈍条件の変動に影響されることのない、機械的特性（特に強度と延性）のばらつきの少ない高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
　請求項１に記載の発明は、
　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
　Ｃ：０．０５～０．３０％、
　Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
　Ｍｎ：０．１～５．０％、
　Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
　Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
　Ａｌ：０．０１～１．０％、
　Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を各々含み、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、
　軟質第１相であるフェライトを面積率で２０～５０％含み、
　残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、且つ、下記（ａ）又は（ｂ）を満足することを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
（ａ）前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．０５μｍ以上０．３μｍ未満のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．１５個超０．５０個以下である。
（ｂ）前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．０５～０．１５個である。
　請求項２に記載の発明は、成分組成が、更に、
　Ｃｒ：０．０１～１．０％
を含むものである請求項１に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
　請求項３に記載の発明は、成分組成が、更に、
　Ｍｏ：０．０１～１．０％、
　Ｃｕ：０．０５～１．０％、
　Ｎｉ：０．０５～１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
　請求項４に記載の発明は、成分組成が、更に、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
　Ｌｉ：０．０００１～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
 を含むものである請求項１～３のいずれか１項に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
　請求項５に記載の発明は、
　請求項１～４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記（１）、（２)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、下記（３）または（３´）のいずれかの条件にて焼鈍し、さらに下記（４）の条件にて焼戻しすることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法。
（１）熱間圧延条件
　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
　巻取温度：４５０～６００℃
（２）冷間圧延条件
　冷間圧延率：２０～５０％
（３）焼鈍条件
　室温～６００℃の温度域を５．０℃／ｓ超１０．０℃／ｓ以下の第１加熱速度で、６００℃～焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
（３´）焼鈍条件
　室温～６００℃の温度域を０．５～５．０℃／ｓの第１加熱速度で、６００℃～焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２～Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
（４）焼戻し条件
　焼戻し温度：３００～５００℃
　焼戻し保持時間：３００℃～焼戻し温度の温度範囲内に６０～１２００ｓ
　本願発明によれば、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる複相組織鋼において、フェライト粒内に適切なサイズのセメンタイト粒子を積極的に分散させて析出強化することで、フェライトの硬さを上昇させる一方、硬質第２相のＣ含有量を減少させてその硬さを低下させ、これにより各組織間の硬さの差異を小さくすることで、組織分率の変動による機械的特性の変動を抑制し、強度および延性のばらつきの少ない高強度鋼板を提供できるようになった。
第１及び第２の実施例の熱処理パターンを模式的に示す図である。 第２の実施例に係る発明鋼板と比較鋼板の断面組織写真である。
　本願の発明者らは、上記課題を解決するために、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイト（以下「焼戻しマルテンサイト等」と総称することもある。）からなる複相組織を有する高強度鋼板に着目し、その機械的特性（以下「特性」と略称することもある。）のばらつきを低減する方策を検討した。
　特性のばらつきは、製造条件の変動によってフェライトと硬質第２相の分率が変動し、その結果硬質第２相の硬さが変化することに起因する。
　そこで、このフェライトと硬質第２相の硬さの差異を低減すれば、組織分率が変動しても特性のばらつきが抑制できると考えた。そして、フェライトと硬質第２相の硬さの差異を低減するには、フェライトを析出強化する一方、Ｃをフェライト側により多く分配して、焼戻しマルテンサイト等の強度を低下させることが有効であると考えた。その実現のためには、冷延後の熱処理条件、特に焼鈍条件を工夫することが必要と考え、以下に具体的に説明する２種類の焼鈍条件を採用すれば良いと思い至った。
　その第１の焼鈍条件は、冷延材の焼鈍に際して、まず、加熱の段階でフェライトを再結晶させ、セメンタイトを残存させる。加熱速度を所定範囲に制御することで、フェライトに上記残存したセメンタイトが取り込まれ、フェライト粒内に微細なセメンタイト粒子が相当数存在する組織が形成される。
　次いで、Ａｃ１点～焼鈍温度（２相温度域）で均熱するに際して上記セメンタイト粒子を溶解し過ぎないように、上記焼鈍温度は２相温度域の低めの温度とし、その後できるだけ早く室温付近まで急冷することで、上記加熱時に形成された、フェライト粒内に微細なセメンタイト粒子を相当数分散させた組織を維持できる。そして、焼鈍後の焼戻しを経てもフェライト中に相当数の微細なセメンタイトがそのまま残存するので、フェライトの硬さは上昇する。
　一方で、上記フェライト粒内にセメンタイト粒子を相当数存在させることで、その反作用として、硬質第２相側は逆にＣが少なくなっているうえに、さらに焼戻し時に硬質第２相中のＣがセメンタイトとして析出したり、微細なセメンタイト粒子が粗大化したりするので、硬質第２相の硬さは低下する。
　このようにして、析出強化されたフェライトと、一部のＣが抜けた硬質第２相との複合組織鋼となるため、両相の硬さの差異が小さくなり、組織全体が均一な強度分布となる。
　さらに、このようにして得られた複合組織鋼は、次のような利点を有している。すなわち、フェライトの分率が高くなると、粒内にセメンタイトが存在するフェライトが増えるので、硬質第２相のＣが少なくなり、両相の硬さの差異がより小さくなる。逆に、フェライトの分率が低くなると、粒内にセメンタイトが存在するフェライトは減るものの、硬質第２相が増えて同相のＣは希薄化するので、やはり硬さの差異がより小さくなる。したがって、フェライトの分率が変化しても、特性の変動が小さくなる方向に作用することとなる。
　また第２の焼鈍条件は、冷延材の焼鈍に際して、まず、比較的ゆっくり加熱することで、フェライトが再結晶する過程において、前組織中に既に析出していたセメンタイト粒子は粗大化する。そして、そのセメンタイト粒子が再結晶フェライトに取り込まれることで、フェライト粒内に大きなセメンタイト粒子が存在する組織となる。また、この比較的ゆっくりの加熱の際に、フェライト中の転位密度も十分に低減される。
　次いで、Ａｃ１点～焼鈍温度（２相温度域）で加熱保持して上記粗大化したセメンタイトの一部を溶解させ、その後できるだけ早く室温付近まで急冷することで、固溶Ｃをフェライト中に濃化させることができる。そして、このフェライト中に濃化した固溶Ｃは、焼鈍後の焼戻しを経てもフェライト中にそのまま残存するので、フェライトの硬さは上昇する。
　一方で、上記焼鈍時にフェライト中への固溶Ｃの濃化の反作用として、硬質第２相側は、逆にＣが少なくなっているうえに、さらに焼戻し時に硬質第２相中のＣがセメンタイトとして析出したり、微細なセメンタイト粒子が粗大化したりするので、硬質第２相の硬さは低下する。
　このようにして得られた組織を有する鋼板を加工すると、塑性変形中、フェライトの方が軟質であるので変形が優先的に生じるが、同時に動的ひずみ時効が生じ、急激に加工硬化する。その結果、硬さを低めに調整した硬質第２相と硬さが近くなり、組織全体が均一な強度分布となるため、延性が改善される。
　したがって、上記のような組織を造りこむことでフェライト分率が変化しても、特性の変動が小さくなる。
　そして、上記思考実験に基づき、後記［実施例］にて説明する実証試験を実施した結果、確証が得られたので、さらに検討を加え、本願発明を完成するに至った。
　以下、まず本願の発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔発明鋼板の組織〕
　上述したとおり、発明鋼板は、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である焼戻しマルテンサイト等からなる複相組織をベースとするものであるが、特に、フェライト粒子内のセメンタイト粒子のサイズと存在密度が制御されている点を特徴とする。
＜軟質第１相であるフェライト：面積率で２０～５０％＞
　フェライト－焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライト－焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
　目標とする伸びを確保するためには、フェライトの面積率は２０％以上（好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上）が必要である。ただし、フェライトが過剰になると強度が確保できなくなるので、フェライトの面積率は５０％以下（好ましくは４５％以下、さらに好ましくは４０％以下）とする。
＜下記（ａ）又は（ｂ）を満足する。
　（ａ）前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．０５μｍ以上０．３μｍ未満のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．１５個超０．５０個以下である。
　（ｂ）前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．０５～０．１５個である。＞
　フェライトの硬さを硬質第２相の硬さに近づけるため、フェライト中に適切なサイズのセメンタイト粒子を所定の存在密度（以下「数密度」ともいう。）で存在させる必要がある。
　ここで、前記第１の焼鈍条件にて説明した「微細なセメンタイト」（具体的には円相当直径０．０５μｍ以上０．３μｍ未満のセメンタイト粒子）を利用する場合と、前記第２の焼鈍条件にて説明した「大きな（粗大な）セメンタイト粒子」（具体的には円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子）を利用する場合とでは、最終的に鋼板特性として得られる効果は同じ、すなわち機械的特性のばらつきを所望範囲内に抑制することであるが、その鋼材組織中での機能には後記するように違いがある。また、それぞれのセメンタイト粒子を適正な数密度で確保する条件は前記の通り、第１の焼鈍条件、第２の焼鈍条件で、異なる条件が必要となる。
　そこで、本願発明においては前記のとおり、適正なフェライト粒子サイズと数密度を（ａ）、（ｂ）の２つに分けている。少なくとも、この（ａ）、（ｂ）いずれか一方の条件を満足することで、本願発明の所望の効果を発揮することが出来るのである。
　まず前記（ａ）の条件について説明する。
　機械的特性のばらつきを所望範囲内に抑制するためには、円相当直径０．０５μｍ以上０．３μｍ未満の微細なセメンタイト粒子の存在密度は、フェライト１μｍ２当たり０．１５個超（好ましくは、０．２０個以上）が必要である。ただし、微細なセメンタイト粒子が多くなり過ぎると、延性が劣化するので、上記セメンタイト粒子の存在密度は、フェライト１μｍ２当たり０．５０個以下（好ましくは、０．４５個以下）に制限する。
　ここで、微細なセメンタイト粒子のサイズ（円相当直径）について、その上限を０．３μｍ未満としたのは、セメンタイト粒子のサイズが０．３μｍ以上となると、セメンタイト粒子間の間隔が広くなりすぎるため転位の移動を妨げることができず、析出強化に寄与できなくなるという理由であり、その下限を０．０５μｍとしたのはセメンタイト粒子のサイズが０．０５μｍよりも小さくなると、転位の移動によってセメンタイト粒子が切断されてしまうため十分に転位の移動を妨げることができず、やはり析出強化に寄与できなくなるという理由による。
　次に前記（ｂ）の条件について説明する。
　機械的特性のばらつきを所望範囲内に抑制するためには、円相当直径０．３μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子の存在密度は、フェライト１μｍ２当たり０．０５個以上（好ましくは、０．０６個以上）が必要である。ただし、粗大なセメンタイト粒子が多くなり過ぎると、延性が劣化するので、上記セメンタイト粒子の存在密度は、フェライト１μｍ２当たり０．１５個以下（好ましくは、０．１４個以下）に制限する。
　ここで、粗大なセメンタイト粒子のサイズを円相当直径０．３μｍ以上としたのは、以下の理由による。すなわち、前記した通り、セメンタイト粒子のサイズが０．３μｍ以上となると、セメンタイト粒子間の間隔が広くなりすぎるため転位の移動を妨げることができず、析出強化に寄与できなくなるが、一方、セメンタイト粒子を大きくすることでセメンタイト粒子内により多くのＭｎを濃化させることができ、そのような大きなセメンタイト粒子も適正数密度で確保することによって、硬質第２相側のＣ濃度を低下させ、フェライト相との硬度差をより小さくできるという理由による。
　以下、各相の面積率、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の測定方法について説明する。
〔各相の面積率の測定方法〕
　まず、各相の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行ってフェライトの面積を求めた。また、画像解析によってセメンタイトを含む領域を硬質第２相とし、残りの領域を、残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織とした。そして、各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。
〔セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の測定方法〕
　セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度については、以下のように測定する。
　まず、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成する。次いで、前記（ａ）の組織状態に関しては、６μｍ×４μｍの領域３視野について倍率２００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、また、前記（ｂ）の組織状態に関しては、１２μｍ×８μｍの領域３視野について倍率１００００倍のＴＥＭ像を観察する。
　そして、得られたＴＥＭ像の画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
　次に、本願の発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５～０．３０％
　Ｃは、硬質第２相の面積率およびフェライト中に存在するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０５％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．３０％超では溶接性が劣化する。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１０～０．２５％、さらに好ましくは０．１４～０．２０％である。
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）
　Ｓｉは、フェライトを固溶強化することで、硬質第２相との強度差を軽減でき、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する有用な元素である。３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．５０～２．５％、さらに好ましくは１．０～２．２％である。
Ｍｎ：０．１～５．０％
　Ｍｎは、硬質第２相の変形能を高めることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する。また、焼入れ性を高めることで、硬質第２相が得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。０．１％未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、５．０％超とすると逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．５０～２．５％、さらに好ましくは１．２～２．２％である。
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
　Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
　Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ａｌ：０．０１～１．０％
　Ａｌは脱酸元素として添加され、介在物を微細化する効果を有する。また、フェライトを固溶強化させることで、硬質第２相との強度差を軽減する効果も有する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．０％超では鋼中の介在物が破壊の起点となりやすく、伸びフランジ性を確保できなくなる。
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
　Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、Ｎは内部欠陥発生の原因となりやすく、伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
　本願発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本願発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１～１．０％
　Ｃｒは、フェライトを固溶強化させることで、硬質第２相との強度差を軽減でき、伸びフランジ性を改善できる有用な元素である。０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では粗大なＣｒ７Ｃ３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｕ：０．０５～１．０％、
Ｎｉ：０．０５～１．０％の１種または２種以上
　これらの元素は、固溶強化により成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加ではコストが高くなりすぎる。
Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１～０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
　これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
　なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわち、周期律表の３Ａ属元素を指す。
　次に、本願の発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔発明鋼板の好ましい製造方法〕
　上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０～６００℃の範囲で巻き取る。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）は２０～５０％の範囲とするのがよい。
　そして、上記冷間圧延後、引き続き、下記第１の焼鈍条件または第２の焼鈍条件のいずれかの条件にて焼鈍し、その後、さらに焼戻しを行う。
［第１の焼鈍条件］
　第１の焼鈍条件としては、室温～６００℃の温度域を５．０℃／ｓ超１０．０℃／ｓ以下の第１加熱速度で、６００℃～焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度（徐冷終了温度）までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度（徐冷速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度（急冷終了温度）までを５０℃／以上の第２冷却速度（急冷速度）で急冷するのがよい。
＜室温～６００℃の温度域を５．０℃／ｓ超１０．０℃／ｓ以下の第１加熱速度で昇温＞
　冷延材の焼鈍に際して、まず、加熱の段階で所定の加熱速度にて加熱することで、フェライトを再結晶させ、相当数の微細なセメンタイトを残存させるためである。
　上記作用を有効に発揮させるためには、第１加熱速度は５．０℃／ｓ超（より好ましくは６．０℃／ｓ以上）とするのがよい。ただし、第１加熱速度が低すぎるとセメンタイトが粗大になり、第１加熱速度が高すぎるとフェライト粒内に存在する微細なセメンタイトが不足し、特性のばらつきが十分に抑制できなくなるので、１０．０℃／ｓ以下（より好ましくは９．０℃／ｓ以下）とするのがよい。
＜６００℃～焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で昇温＞
　次いで、６００℃～焼鈍温度（２相温度域）で所定時間加熱保持して上記相当数の微細なセメンタイトの一部を溶解させて、微細なセメンタイトの数密度を適正にするためである。
　上記作用を有効に発揮させるためには、第２加熱速度を第１加熱速度の１／２以下（より好ましくは１／３以下）とするのがよい。
＜Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持＞
　焼鈍加熱時に面積率２０％以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質第２相を変態生成させるためである。
　焼鈍温度がＡｃ１未満では、オーステナイトに変態せず、一方、焼鈍温度が（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上になると、セメンタイトが全て溶解してしまい、その結果、焼戻しマルテンサイト等の硬さが高くなり、延性が劣化する。焼鈍温度のより好ましい上限は、（２ＡＣ１＋Ａｃ３）／３、特に好ましい上限は（３Ａｃ１＋Ａｃ３）／４である。
　また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。焼鈍保持時間のより好ましい下限は６０ｓである。
＜７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷＞
　面積率で２０～５０％のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
　５００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトが過剰に形成され、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
＜Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷＞
　冷却中にオーステナイトからフェライトが形成されることを抑制し、硬質第２相を得るためである。
　Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、オーステナイトが室温でも残留するようになり、伸びフランジ性が確保できなくなる。
［第２の焼鈍条件］
　第２の焼鈍条件としては、室温～６００℃の温度域を０．５～５．０℃／ｓの第１加熱速度で、６００℃～焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２～Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度（徐冷終了温度）までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度（徐冷速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度（急冷終了温度）までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度（急冷速度）で急冷するのがよい。
＜室温～６００℃の温度域を０．５～５．０℃／ｓの第１加熱速度で昇温＞
　冷延材の焼鈍に際して、まず、比較的ゆっくり加熱することで、フェライトが再結晶する過程において、前組織中に既に析出していたセメンタイト粒子を粗大化させ、そのセメンタイト粒子が再結晶フェライトに取り込まれることで、フェライト粒内に大きなセメンタイト粒子が存在する組織とするためである。また、この加熱の際に、フェライト中の転位密度も十分に低減できる。
　上記作用を有効に発揮させるためには、第１加熱速度は５．０℃／ｓ以下（より好ましくは４．８℃／ｓ以下）とするのがよい。ただし、第１加熱速度が低すぎると、セメンタイトが粗大になりすぎ延性を劣化させるので、０．５℃／ｓ以上（より好ましくは１．０℃／ｓ以上）とするのがよい。
 ＜６００℃～焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で昇温＞
　次いで、Ａｃ１点～焼鈍温度（２相温度域）で所定時間加熱保持して上記粗大化したセメンタイトの一部を溶解させて、その後の室温付近までの急冷で固溶Ｃをフェライト中に濃化させるためである。
　上記作用を有効に発揮させるためには、第２加熱速度を第１加熱速度の１／２以下（より好ましくは１／３以下）とするのがよい。
 ＜（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２～Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持＞
　焼鈍加熱時に面積率２０％以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質第２相を変態生成させるためである。
　焼鈍温度が（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満では、セメンタイトが十分に溶解せず、粗大なまま残存し、延性が劣化する。一方、焼鈍温度がＡｃ３を超えると、セメンタイトが全て溶解してしまい、その結果、焼戻しマルテンサイト等の硬さが高くなり、延性が劣化する。
　また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。焼鈍保持時間のより好ましい下限は６０ｓである。加熱時間を長時間化することでさらにフェライト中の歪を除去することができる。
＜７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷＞
　面積率で２０～５０％のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
　５００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトが過剰に形成され、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
＜Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷＞
　冷却中にオーステナイトからフェライトが形成されることを抑制し、硬質第２相を得るためである。
　Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、オーステナイトが室温でも残留するようになり、伸びフランジ性が確保できなくなる。
［焼戻し条件］
　焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し温度：３００～５００℃まで加熱し、３００℃～焼戻し温度の温度範囲内に焼戻し保持時間：６０～１２００ｓ滞在させた後、冷却すればよい。
　上記焼鈍時にフェライト中に残存させた微細セメンタイト粒子、或いはフェライト中に濃化させた固溶Ｃを、焼戻しを経てもフェライト中にそのまま残存させてフェライトの硬さを上昇させる一方、上記焼鈍時にフェライト中へのＣの濃化の反作用としてＣ含有量が低下した硬質第２相から、さらに焼戻しでＣをセメンタイトとして析出させたり、微細なセメンタイト粒子を粗大化させたりして硬質第２相の硬さを低下させるためである。
　焼戻し温度が３００℃未満、あるいは、焼戻し時間が６０ｓ未満では、硬質第２相の軟質化が十分でなくなる。一方、焼戻し温度が５００℃超えると、硬質第２相が軟質化し過ぎて強度が確保できなくなる、もしくはセメンタイトが粗大化し過ぎて伸びフランジ性が劣化する。また、焼戻し時間が１２００ｓを超えると、生産性が低下するため好ましくない。
　焼戻し温度のより好ましい範囲は３２０～４８０℃であり、焼戻し保持時間のより好ましい範囲は１２０～６００ｓである。
［第１の実施例：前記（ａ）の組織条件および第１の焼鈍条件に関する実施例］
　下記表１に示すように種々の成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、仕上げ圧延終了温度８００～１０００℃、巻取温度４５０～６００℃の条件で熱間圧延して厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２～４に示す条件（図１の熱処理パターン参照）にて熱処理を施した。
　なお、表１中のＡｃ１およびＡｃ３は下記式１および式２を用いて求めた（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）。
　　式１：Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１［Ｓｉ］－１０．７［Ｍｎ］＋１６．９［Ｃｒ］－１６．９［Ｎｉ］
　　式２：Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］－１５．２［Ｎｉ］
  ただし、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度を測定した。
　また、上記熱処理後の各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、および伸びフランジ性λを測定することにより、各鋼板の特性を評価するとともに、熱処理条件の変化による特性のばらつきの度合いから各鋼板の特性の安定性を評価した。
　具体的には、熱処理後の鋼板の特性は、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＥＬ≧１３％、λ≧４０％の全てを満たすものを合格（〇）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
　また、熱処理後の鋼板の特性の安定性は、同一鋼種の供試材に対して、熱処理条件を実機の熱処理条件の最大変動範囲内で変化させて熱処理を行い、ＴＳの変化幅ΔＴＳ≦２００ＭＰａ、ＥＬの変化幅ΔＥＬ≦２％、λの変化幅Δλ≦２０％の全てを満たすものを合格（〇）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
　なお、引張強度ＴＳと伸びＥＬは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
　測定結果を表５～７に示す。
　これらの表より、鋼Ｎｏ．１、２、５、６、８～１７、１９～２４、２６～３１、６７～７１は、本願発明の要件を全て満たす発明鋼である。いずれの発明鋼も、機械的特性の絶対値に優れるのみならず、機械的特性のばらつきが抑制された均質な冷延鋼板が得られていることがわかる。
　また、鋼Ｎｏ．３２～３４、３６～４９、５１、５３、５４、５６～６０、６３、６５、６６も、本願発明の要件を全て満たしている。これらの鋼板は、機械的特性の絶対値に優れることは確認済みであるが、機械的特性のばらつきの評価については未実施である。しかしながら、機械的特性のばらつきも上記発明鋼と同じく合格レベルにあることが類推される。
　これに対して、本願発明の要件のいずれかを満たさない比較鋼は、それぞれ以下のような不具合を有している。
　鋼Ｎｏ．３、４は、Ｍｎが多すぎるため、セメンタイトが粗大化しやすく、推奨条件で熱処理してもセメンタイトが粗大なまま残存して、微細なセメンタイトの数密度（存在密度）が低下し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　一方、鋼Ｎｏ．１８は、Ｍｎが少なすぎるため、推奨条件で熱処理してもＴＳが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．７は、Ｓｉが多すぎるため、Ｓｉによる固溶強化で延性が劣化し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．２５は、Ｃが多すぎるため、フェライト分率が不足するとともに、セメンタイトが粗大化しやすく、推奨条件で熱処理してもセメンタイトが粗大なまま残存して、微細なセメンタイトの数密度が低下し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　一方、鋼Ｎｏ．３５は、Ｃが少なすぎるため、フェライト分率が過剰になり、推奨条件で熱処理してもＴＳが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．５０は、焼鈍時の第２加熱速度／第１加熱速度の比が大きく、徐冷がなく、焼戻し温度が高いため、セメンタイトが十分に溶解せず、フェライト粒内の微細なセメンタイトの数密度が高くなりすぎている。焼戻し温度が高いので、ＥＬ、λは合格基準に達しているが、ＴＳが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．５２は、焼鈍時の第２加熱速度／第１加熱速度の比が大きいため、セメンタイトが溶解せず、フェライト粒内の微細なセメンタイトの数密度が高くなりすぎ、その結果、λが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．５５は、焼鈍温度が高いため、セメンタイトが全て溶解してしまい、フェライト粒内の微細なセメンタイトの数密度が低くなりすぎて、硬質第２相の硬さが高くなり、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．６１は、徐冷終了温度が高いため、フェライト分率が不足し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．６２は、焼戻し温度が低いため、焼戻しマルテンサイト等の硬さが高くなり、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　一方、鋼Ｎｏ．６４は、焼戻し温度が高いため、焼戻しマルテンサイト等の硬さが低くなりすぎ、その結果、ＴＳが合格基準に達していない。
　鋼Ｎｏ．６７～７１、７２～７６は、フェライト分率を異ならせるよう徐冷終了温度を順次変化させたものである。フェライト粒内の微細なセメンタイトの数密度が適正な鋼Ｎｏ．６７～７１は、特性を満足するとともに、そのばらつきも合格基準を満たしている。
一方、上記セメンタイトの数密度が規定範囲を外れる鋼Ｎｏ．７２～７６は、特性は満足するものの、そのばらつきは合格基準に達していない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
 ［第２の実施例：前記（ｂ）の組織条件および第２の焼鈍条件に関する実施例］
　下記表８に示すように種々の成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、仕上げ圧延終了温度９００～１０００℃、巻取温度４５０～６００℃の条件で熱間圧延して厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表９～１１に示す条件（図１の熱処理パターン参照）にて熱処理を施した。
　なお、表８中のＡｃ１およびＡｃ３は下記式１および式２を用いて求めた（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）。
　　式１：Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１［Ｓｉ］－１０．７［Ｍｎ］＋１６．９［Ｃｒ］－１６．９［Ｎｉ］
　　式２：Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］－１５．２［Ｎｉ］
　ただし、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度を測定した。
　また、上記熱処理後の各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、および伸びフランジ性λを測定することにより、各鋼板の特性を評価するとともに、熱処理条件の変化による特性のばらつきの度合いから各鋼板の特性の安定性を評価した。
　具体的には、熱処理後の鋼板の特性は、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＥＬ≧１３％、λ≧４０％の全てを満たすものを合格（〇）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
　また、熱処理後の鋼板の特性の安定性は、同一鋼種の供試材に対して、熱処理条件を実機の熱処理条件の最大変動範囲内で変化させて熱処理を行い、ＴＳの変化幅ΔＴＳ≦２００ＭＰａ、ＥＬの変化幅ΔＥＬ≦２％、λの変化幅Δλ≦２０％の全てを満たすものを合格（〇）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
　なお、引張強度ＴＳと伸びＥＬは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
　測定結果を表１２～１４に示す。
　これらの表より、鋼Ｎｏ．１～１２、３６～４０、４８～５１、５３～６４は、本願発明の要件を全て満たす発明鋼である。いずれの発明鋼も、機械的特性の絶対値に優れるのみならず、機械的特性のばらつきが抑制された均質な冷延鋼板が得られていることがわかる。
　また、鋼Ｎｏ．１４～１６、１８、２２、２３、２５～２９、３２、３４、３５、６６～６９、７１～７６、７８～８０も、本願発明の要件を全て満たしている。これらの鋼板は、機械的特性の絶対値に優れることは確認済みであるが、機械的特性のばらつきの評価については未実施である。しかしながら、機械的特性のばらつきも上記発明鋼と同じく合格レベルにあることが類推される。
　これに対して、本願発明の要件のいずれかを満たさない比較鋼は、それぞれ以下のような不具合を有している。
　鋼Ｎｏ．１３は、焼鈍時の第１加熱速度が遅いため、セメンタイトが粗大化し、フェライト粒内に残存する粗大なセメンタイトの数密度（存在密度）が高くなりすぎ、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．１７は、焼鈍時の第２加熱速度／第１加熱速度の比が大きく、徐冷がなく、焼戻し温度が高いため、セメンタイトが十分に溶解せず、粗大なまま残存し、フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が高くなりすぎている。焼戻し温度が高いので、ＥＬ、λは合格基準に達しているが、ＴＳが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．１９、２０は、焼鈍時の第２加熱速度／第１加熱速度の比が大きいため、セメンタイトが溶解せず、粗大なまま残存し、フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が高くなりすぎ、その結果、λが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．２１は、焼鈍温度が低いため、セメンタイトが溶解せず、粗大なまま残存し、フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が高くなりすぎ、その結果、λが合格基準に達していない。
　一方、鋼Ｎｏ．２４は、焼鈍温度が高いため、セメンタイトが全て溶解してしまい、フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が低くなりすぎて、硬質第２相の硬さが高くなり、その結果、ＥＬが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．３０は、徐冷終了温度が高いため、フェライト分率が不足し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．３１は、焼戻し温度が低いため、焼戻しマルテンサイト等の硬さが高くなり、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　一方、鋼Ｎｏ．３３は、焼戻し温度が高いため、焼戻しマルテンサイト等の硬さが低くなりすぎ、その結果、ＴＳが合格基準に達していない。
　鋼Ｎｏ．３６～４０、４１～４５は、フェライト分率を異ならせるよう徐冷終了温度を順次変化させたものである。フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が適正な鋼Ｎｏ．３６～４０は、特性を満足するとともに、そのばらつきも合格基準を満たしている。
　一方、上記セメンタイトの数密度が規定範囲を外れる鋼Ｎｏ．４１～４５は、特性は満足するものの、そのばらつきは合格基準に達していない。
　鋼Ｎｏ．４６、４７は、Ｍｎが多すぎるため、セメンタイトが粗大化しやすく、推奨条件で熱処理してもセメンタイトが粗大なまま残存し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　一方、鋼Ｎｏ．５２は、Ｍｎが少なすぎるため、推奨条件で熱処理してもＴＳが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．６５は、Ｃが多すぎるため、フェライト分率が不足するとともに、セメンタイトが粗大化しやすく、推奨条件で熱処理してもセメンタイトが粗大なまま残存し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　一方、鋼Ｎｏ．７７は、Ｃが少なすぎるため、フェライト分率が過剰になり、推奨条件で熱処理してもＴＳが合格基準に達していない。
　また、鋼Ｎｏ．７０は、Ｓｉが多すぎるため、Ｓｉによる固溶強化で延性が劣化し、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。
　ちなみに、発明鋼（鋼Ｎｏ．３８）と比較鋼（鋼Ｎｏ．４３）の、フェライト粒内におけるセメンタイト粒子の分布状態を図２に例示する。同図はＳＥＭ観察の結果であり、無地の黒っぽい領域がフェライト粒であり、そのフェライト粒内に存在する白い部分（破線の円で囲んだもの）がセメンタイト粒子である。同図から明らかなように、発明鋼は、比較鋼に比べ、フェライト粒内に比較的大きなセメンタイト粒子をより多く内在させているのが認められる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１１年１２月１５日出願の日本特許出願（特願２０１１－２７４２６８）及び２０１１年１２月１５日出願の日本特許出願（特願２０１１－２７４２６９）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の高強度鋼板は、加工性に優れ、自動車部品等に好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
    　Ｃ：０．０５～０．３０％、
    　Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、
    　Ｍｎ：０．１～５．０％、
    　Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
    　Ａｌ：０．０１～１．０％、
    　Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
    を各々含み、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、
    　軟質第１相であるフェライトを面積率で２０～５０％含み、
    　残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、且つ、下記（ａ）又は（ｂ）を満足することを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
    （ａ）前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．０５μｍ以上０．３μｍ未満のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．１５個超０．５０個以下である
    （ｂ）前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．０５～０．１５個である
  2. 　成分組成が、更に、
    　Ｃｒ：０．０１～１．０％
    を含むものである請求項１に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
  3. 　成分組成が、更に、
    　Ｍｏ：０．０１～１．０％、
    　Ｃｕ：０．０５～１．０％、
    　Ｎｉ：０．０５～１．０％の１種または２種以上
     を含むものである請求項１または２に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
  4. 　成分組成が、更に、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
    　Ｌｉ：０．０００１～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
     を含むものである請求項１～３のいずれか１項に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記（１）、（２）に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、下記（３）または（３´)のいずれかの条件にて焼鈍し、さらに下記（４）の条件にて焼戻しすることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法。
    （１）熱間圧延条件
    　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
    　巻取温度：４５０～６００℃
    （２）冷間圧延条件
    　冷間圧延率：２０～５０％
    （３）焼鈍条件
    　室温～６００℃の温度域を５．０℃／ｓ超１０．０℃／ｓ以下の第１加熱速度で、６００℃～焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、Ａｃ１以上（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
    （３´）焼鈍条件
    　室温～６００℃の温度域を０．５～５．０℃／ｓの第１加熱速度で、６００℃～焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２～Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
    （４）焼戻し条件
    　焼戻し温度：３００～５００℃
    　焼戻し保持時間：３００℃～焼戻し温度の温度範囲内に６０～１２００ｓ
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