(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.10％以上0.15％以下、
Si：1.0％以上2.0％以下、
Mn：2.0％以上3.0％以下、
Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.0050％以下、
Al：0.005％以上0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下、
Ti：0.005％以上0.050％以下  および
Ｂ：0.0001％以上0.0050％以下
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で、
ベイナイト相が50％以上70％以下、
フェライト相が20％以上40％以下、
マルテンサイト相が１％以上10％以下および
残留オーステナイト相が５％以下
を含む組織を有し、引張強度：1180MPa以上であることを特徴とする、曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法であって、請求項１に記載の成分組成からなる鋼スラブを、圧延温度：900℃以上1000℃以下で熱間仕上げ圧延し、該熱間仕上げ圧延後、30℃/秒以上100℃/秒以下の速度で冷却し、350℃以上550℃以下の温度域で巻き取り、ついで酸洗後、圧延率：20％以上50％以下の冷間圧延を施して冷延鋼板としたのち、該冷延鋼板に820℃以上920℃以下の温度域で焼鈍処理を施し、該焼鈍後、冷却速度：10℃/秒以上80℃/秒以下で450℃以上550℃以下の冷却停止温度域まで冷却し、該冷却停止温度域からの温度降下量が０〜100℃の温度範囲に100秒以上1000秒以下滞留させることを特徴とする、曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、厳しい形状にプレス成形される自動車部品などに供して好適な高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、鋼板の組織がベイナイト相を主体とし、また、加工性や溶接性を阻害するＣの含有量を少なくして、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖなど高価な元素を積極的に含有させることなしに、高い伸び（El）、高い穴拡げ率（λ）のみならず、優れた曲げ性を有し、しかも引張強度（TS）：1180MPa以上という高強度を併せて実現しようとするものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、車体軽量化による燃費向上および衝突安全性確保の観点から、自動車部品において高強度鋼板の適用が拡大しつつある。しかしながら、鋼板はその高強度化に伴い加工性が低下する傾向にあり、高強度鋼板を、複雑なプレス成形等に適用した場合、鋼板の割れ発生が一番の問題となる。従って、1180MPa級以上の鋼板をプレス成形する際には、曲げ主体の軽加工とならざるを得ない。また、1180MPa級以上に鋼板を高強度化した場合、ＣやMnなどの添加元素量が増加し、溶接性が著しく低下する場合がある。更に、強度を維持するために、ＣやMnの代替元素として、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖなどの高価な希少元素を積極的に添加する場合がある。従って、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖなどの高価な希少元素を添加せずとも、所望の強度を確保しつつ、低Ｃ量で優れた曲げ性を有する鋼板の開発が望まれていた。
【０００３】
従来技術として、例えば、特許文献１〜４に、鋼成分や組織の限定、熱延条件、焼鈍条件の最適化により、ベイナイト相を利用する高強度冷延鋼板を得る技術が開示されている。
また、例えば、特許文献５には、鋼板が割れることなく成形できる限界曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比である限界曲げ半径（Ｒ）／板厚（ｔ）（以下、限界曲げ指数という）が、０〜2.0の値である板厚：1.0mmの鋼板の記載がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第３７９９８６８号公報
【特許文献２】特許第３８９５９８６号公報
【特許文献３】特許第４１０２２８１号公報
【特許文献４】特開２００８−１４４２３３号公報
【特許文献５】特開２００６−１８３１４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１に記載の鋼板組織では、ベイナイト相の比率が限定されていないため、鋼板の引張強度が十分とは言えなかった。
特許文献２に記載の鋼板は、高価な元素であるMoを必須とする不利があった。
特許文献３に記載の鋼板は、高強度化を図る上でCu、Ni、Cr、Mo、Ｖ等の高価な合金元素を必須とする不利があった。
特許文献４に記載の鋼板は、ベイナイト相が主体であるが、延性に寄与するフェライト相の体積分率が少ないため、延性が不十分であった。
特許文献５に記載の鋼板は、高価な元素であるＶを必須とする不利があり、また、鋼板組成が焼戻しマルテンサイト相を主体とし、かつ延性に寄与するフェライト相の体積分率が少ないため、延性が不十分であった。
【０００６】
本発明は、従来技術に見られた上記の問題を有利に解決するものであり、溶接性を阻害するＣおよびAlの含有量を少なくし、しかもCu、Ni、Cr、Mo、Ｖ等の高価な合金元素を含有させない成分系であっても、鋼板組織中のオーステナイトから低温変態生成するベイナイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の体積分率を制御し、優れた曲げ性を有する引張強度（TS）が1180MPa以上の高強度冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
なお、本発明において、曲げ性に優れるとは、前記した限界曲げ指数が2.5以下の範囲であることを意味する。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意検討した。その結果、加工性の観点からＣ含有量を低減し、かつCu、Ni、Cr、Mo、Ｖ等の高価な合金元素の含有量を添加しない成分組成を有する鋼板であっても、ベイナイト相を主体としかつ組織全体の最適化を図ることにより、曲げ性に優れた引張強度（TS）：1180MPa以上の高強度冷延鋼板が得られることを見出した。
【０００８】
本発明は、上記知見に基づきなされたもので、その要旨構成は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：0.10％以上0.15％以下、
Si：1.0％以上2.0％以下、
Mn：2.0％以上3.0％以下、
Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.0050％以下、
Al：0.005％以上0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下、
Ti：0.005％以上0.050％以下  および
Ｂ：0.0001％以上0.0050％以下
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で、
ベイナイト相が50％以上70％以下、
フェライト相が20％以上40％以下、
マルテンサイト相が１％以上10％以下および
残留オーステナイト相が５％以下
を含む組織を有し、引張強度：1180MPa以上であることを特徴とする、曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。
【０００９】
（２）上記（１）に記載の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法であって、上記（１）に記載の成分組成からなる鋼スラブを、圧延温度：900℃以上1000℃以下で熱間仕上げ圧延し、該熱間仕上げ圧延後、30℃/秒以上100℃/秒以下の速度で冷却し、350℃以上550℃以下の温度域で巻き取り、ついで酸洗後、圧延率：20％以上50％以下の冷間圧延を施して冷延鋼板としたのち、該冷延鋼板に820℃以上920℃以下の温度域で焼鈍処理を施し、該焼鈍後、冷却速度：10℃/秒以上80℃/秒以下で450℃以上550℃以下の冷却停止温度域まで冷却し、該冷却停止温度域からの温度降下量が０〜100℃の温度範囲に100秒以上1000秒以下滞留させることを特徴とする、曲げ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、限界曲げ指数が2.5以下という曲げ性に優れ、しかも引張強度が1180MPa以上の高強度冷延鋼板を製造することができる。そのため、本発明により得られる高強度冷延鋼板は、特に厳しい形状にプレス成形される自動車部品として好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
発明者らは、高強度冷延鋼板の曲げ性向上に関し、鋭意検討した。その結果、低Ｃ成分かつCu、Ni、Cr、Mo、Ｖ等を含有しない成分とし、前述のとおり、体積分率で、ベイナイト相が50％以上70％以下、フェライト相が20％以上40％以下、マルテンサイト相が１％以上10％以下および残留オーステナイト相が５％以下を含む組織とすることで、曲げ性、伸びおよび伸びフランジ性の向上が顕著となることを見出した。
以下、本発明の成分組成および組織の限定理由について具体的に説明する。なお、鋼板中の元素の含有量の単位は何れも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
【００１２】
まず、本発明における鋼の化学成分（組成）の適正範囲およびその限定理由は以下の通りである。
Ｃ：0.10％以上0.15％以下
Ｃ量が0.10％に満たないと、鋼板の強度を確保することが困難となる。一方、Ｃ量が0.15％を超えると、マルテンサイト相、残留オーステナイト相の体積分率が多くなり、過度に高強度化し、成形性、スポット溶接性が低下する。そのため、Ｃ量は0.10％以上0.15％以下の範囲とする。好ましくは、0.11％以上0.14％以下の範囲である。
【００１３】
Si：1.0％以上2.0％以下
Siは、フェライト安定化元素であり、延性に寄与するフェライト相を生成する上で必須の元素である。また、Siはフェライト相を固溶強化することにより、低温変態相とフェライト相との硬度差を低減するため、伸びフランジ性の向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Si量は1.0％以上とする必要がある。一方、Si量が2.0％を超えると、鋼板が脆くなるため、成形時の割れを招来し、化成処理性にも悪影響を及ぼす。そのため、Si量は1.0％以上2.0％以下の範囲とする。好ましくは、1.1％以上1.6％以下の範囲である。
【００１４】
Mn：2.0％以上3.0％以下
Mnは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、かかる作用はMn量を2.0％以上とすることで認められる。一方、Mn量が3.0％を超えると、過度に焼入れ性が高まり、所望のフェライト相の確保が困難となり、伸びが低下する。従って、Mn量は2.0％以上3.0％以下の範囲とする。好ましくは2.4％以上2.9％以下の範囲である。
【００１５】
Ｐ：0.030％以下
Ｐは、スポット溶接性に悪影響をおよぼすため、本発明においては極力低減することが好ましいが、0.030％までは許容できる。なお、Ｐ量を過度に低減することは製鋼工程での生産効率の低下を招来し、高コストとなるため、Ｐ量の下限は0.001％程度とすることが好ましい。
【００１６】
Ｓ：0.0050％以下
Ｓは、鋼中でMnSを形成して板状介在物となり、伸びフランジ性を低下させる。そのため、本発明においてＳ量は極力低減することが好ましいが、Ｓ量が0.0050％以下であれば上記問題が顕在化することはない。好ましくは0.0030％以下である。
なお、Ｓ量の過度の低減は、製鋼工程における脱硫コストの増加を招くので、Ｓ量の下限は0.0001％程度とすることが好ましい。
【００１７】
Al：0.005％以上0.1％以下
Alは、脱酸剤として使用される。脱酸作用を得るためにはAl量を0.005％以上とすることが必要となるが、Al量が0.1％を超えると、溶接性に悪影響を及ぼす。従って、Al量は0.005％以上0.1％以下の範囲とする。好ましくは0.02％以上0.06％以下の範囲である。
【００１８】
Ｎ：0.01％以下
本発明において、Ｎは不純物であり極力低減することが好ましいが、0.01％までは許容できる。好ましくは0.0050％以下である。
なお、Ｎ量を過度に低減すると、製鋼工程における脱窒コストの増加を招くので、Ｎ量の下限は0.0001％程度とすることが好ましい。より好ましくは0.0010％以上である。
【００１９】
Ti：0.005％以上0.050％以下
Tiは、鋼中でＣやＮと結合して微細炭化物や微細窒化物を形成することにより、加熱時の結晶粒の粗大化を抑制し、熱延板組織ならびに焼鈍後の鋼板組織の細粒均一化に有効に作用する。また、窒化物形成によりＢ窒化物の形成を抑制し、後述するＢ添加による焼入れ性を確保する上でも有効である。これらの効果を発現すべくTi量は0.005％以上とすることを要するが、Ti量が0.050％を超えるとこれらの効果は飽和する傾向にある。また、Tiを過度に含有すると、フェライト相中にTiの析出物が過剰に生成し、フェライト相の延性低下、さらには、鋼板の硬質化により熱間圧延時および冷間圧延時の圧延荷重が増大する。従って、Ti量は0.005％以上0.050％以下の範囲とする。好ましくは0.010％以上0.040％以下の範囲である。
【００２０】
Ｂ:0.0001％以上0.0050％以下
Ｂは、焼入れ性を高め、焼鈍後の冷却過程におけるフェライト相の過剰生成を抑制し、所望のベイナイト相量、およびマルテンサイト相量を得るのに寄与する。かかる効果を得るためには、Ｂ量を0.0001％以上とする必要がある。一方、Ｂ量が0.0050％を超えると上記効果は飽和する。従って、Ｂ量は0.0001％以上0.0050％以下の範囲とする。好ましくは0.0005％以上0.0020％以下の範囲である。
なお、本発明の鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
【００２１】
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼の組織の限定範囲およびその限定理由について説明する。
ベイナイト相の体積分率：50％以上70％以下
オーステナイト相からの低温変態相であるベイナイト相はマルテンサイト相よりも軟質であり、フェライト相との硬度差は、マルテンサイト相よりも小さく、鋼板の成形時には鋼板全体が均一に伸びる作用を助けるため伸びフランジ性の向上に有利である。また、曲げ成形時、鋼板の最表層においても均一に材料が変形するため、曲げ性に優れる。マルテンサイト相より軟質なベイナイト相主体で引張強度を確保するためには、50％以上の体積分率のベイナイト相が必要となる。50％に満たない場合、所望の引張強度が確保できないかまたは硬質なマルテンサイト相が増えることとなり、伸びフランジ性の低下につながる。一方、ベイナイト相が体積分率で70％を超えると、延性に寄与する所定量のフェライト相の確保が困難となり、鋼板が過度に硬質化し、伸びの確保が困難となる。従って、ベイナイト相は体積分率で50％以上70％以下の範囲とする。好ましくは50％以上68％以下の範囲である。
【００２２】
ベイナイト相の平均結晶粒径については、特に限定されるものではないが、ベイナイト相の平均結晶粒径が1μmに満たない場合、フェライト相より硬質なベイナイト相が微細に分散して存在するため、加工時の変形能におよぼすベイナイト相の寄与が大きくなり、また、細粒化に起因して過度に高強度化し、優れた成形性を確保することが困難となる。一方、ベイナイト相の平均結晶粒径が10μmを超えて過度に粗大化すると不均一な組織となり、成形時の均一な変形を阻害する要因となり優れた成形性を確保することが困難となる。従って、ベイナイト相の平均結晶粒径は1μm以上10μm以下の範囲が好ましい。
【００２３】
フェライト相の体積分率：20％以上40％以下
軟質なフェライト相は鋼板の伸び向上に寄与するため、本発明では、フェライト相を体積分率で20％以上とする必要がある。一方、フェライト相が体積分率で40％を超えると、低温変態相との組み合わせにもよるが引張強度：1180MPaの確保が困難となる場合がある。従って、フェライト相は体積分率で20％以上40％以下の範囲とする。
【００２４】
フェライト相の平均結晶粒径については、特に限定されるものではないが、フェライト相の平均結晶粒径が1μmに満たない場合、硬質な低温変態相（ベイナイト相およびマルテンサイト相）が近接して存在し、加工時の変形能におよぼす低温変態相の寄与が大きくなるため、優れた成形性を確保することが困難となる。一方、フェライト相の平均結晶粒径が10μmを超えて過度に粗大化すると不均一な組織となるため、成形時に不均一な変形が生じ、優れた成形性を確保することが困難となる。従って、フェライト相の平均結晶粒径は1μm以上10μm以下の範囲が好ましい。
【００２５】
マルテンサイト相の体積分率：１％以上10％以下
マルテンサイト相を、体積分率で１％以上10％以下の範囲内とする組織とすることで、強度と加工性（曲げ性、伸び、伸びフランジ性）との良好な材質バランスが得られる。マルテンサイト相が体積分率で１％未満の場合、引張強度（TS）：1180MPaの確保が困難となるか、または引張強度を確保するためにベイナイト相の体積分率を増やす必要があるが、この時は、鋼板の成形性が低下する。一方、マルテンサイト相が体積分率で10％超の場合、鋼板が過度に高強度化し、伸びが著しく低下し、またフェライト相との硬度差に起因して優れた伸びフランジ性の確保が困難となる。従って、マルテンサイト相は体積分率で１％以上10％以下の範囲とする。
【００２６】
マルテンサイト相の平均結晶粒径については、特に限定されるものではないが、マルテンサイト相の平均結晶粒径が0.5μmより小さい場合、硬質なマルテンサイト相がフェライト母相中に微細に分散、またはベイナイト相に隣接するため、成形時にフェライト相またはベイナイト相とマルテンサイト相の界面におけるボイドの発生が多くなり、伸びや伸びフランジ性が低下する。また、細粒化に起因して過度に高強度化し、優れた成形性を確保することが困難となる。
一方、マルテンサイト相の平均結晶粒径が５μmを超えて過度に粗大化すると、不均一な組織となり、成形時の均一な変形を阻害する要因となり優れた成形性を確保することが困難となる。従って、マルテンサイト相の平均結晶粒径は0.5μm以上５μm以下の範囲が好ましい。
【００２７】
残留オーステナイト相の体積分率：５％以下
残留オーステナイト相は、歪誘起変態により延性の向上に寄与するため、体積分率で２％以上存在しているほうが好ましいが、残留オーステナイト相はＣ濃度が高く、硬質相であるため、体積分率で５％を超えて鋼板中に存在すると、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。また、その場合、鋼板上に、局所的に硬質な部分が存在することとなり、曲げ成形時の材料の均一な変形を阻害する要因となるため、優れた曲げ性を確保することが難しくなる。すなわち、曲げ性および伸びフランジ性の確保の観点から残留オーステナイト相は少ないほうが好ましく、本発明では、残留オーステナイト相の体積分率は５％以下とする。
【００２８】
次に本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
上記の成分組成を有する鋼スラブを、圧延温度：900℃以上1000℃以下で熱間仕上げ圧延し、該熱間仕上げ圧延後の冷却速度を30℃/秒以上100℃/秒以下、巻き取り温度を350℃以上550℃以下とし、酸洗した後、圧延率：20％以上50％以下の冷間圧延を施して冷延鋼板とし、ついで、該冷延鋼板に820℃以上920℃以下の温度域で焼鈍処理を施し、冷却速度：10℃/秒以上80℃/秒以下で450℃以上550℃以下の冷却停止温度域まで冷却して、該冷却停止温度からの温度降下量が０〜100℃の温度範囲に100秒以上1000秒以下滞留させる。かかる製造方法により本発明の目的とする高強度冷延鋼板が得られるが、鋼板にスキンパス圧延を施しても良い。
以下、製造条件の適正範囲およびその限定理由について説明する。
【００２９】
本発明において、熱間仕上げ圧延前の工程に関しては常法に従って行えばよく、例えば、上記の成分組成範囲に調製した鋼を溶製、鋳造して得られた鋼スラブを用いることができる。また、本発明においては、連続鋳造スラブ、造塊−分塊スラブは勿論のこと、厚み：50〜100mm程度の薄スラブを用いることができ、特に薄スラブの場合は、再加熱なしに直接熱間圧延工程に供することができる。
【００３０】
熱間仕上げ圧延温度：900℃以上1000℃以下
熱間仕上げ圧延温度が900℃より低い場合、熱間仕上げ圧延後の組織がバンド状の展伸粒組織となり、冷延焼鈍後もバンド状の展伸粒組織のままである。そのため、伸びフランジ性が低下する。また、熱延板の結晶粒径が微細化し、冷延焼鈍後の冷却過程において、鋼板にフェライト相が生成しやすくなるため、引張強度：1180 MPa以上の確保が困難となる。一方、1000℃を超えると、熱間仕上げ圧延後の組織が粗大粒となり、冷延焼鈍後の組織も粗大なままである。そのため、冷延焼鈍後の冷却中のフェライト相の生成が遅延することとなり、過度に硬度化すると共に、伸びフランジ性が低下する傾向を示す。また、この場合、熱間仕上げ圧延後に高温で滞留することとなるため、スケール厚が厚くなって、酸洗後の表面の凹凸が大きくなり、冷延焼鈍後の鋼板の曲げ性に悪影響を及ぼす結果となる。従って、熱間仕上げ圧延温度は900℃以上1000℃以下とする。
【００３１】
熱間仕上げ圧延後の冷却速度：30℃/秒以上100℃/秒以下
熱間仕上げ圧延後の冷却速度が30℃/秒より遅い場合、フェライト相の体積分率が多くなるとともに、鋼板組織のパーライト変態が促進され、熱間仕上げ圧延後の組織がフェライト相とパーライト相のバンド状組織となり、冷延焼鈍後もそのままバンド状組織が維持され、鋼板の伸びフランジ性が劣化する。一方、熱間仕上げ圧延後の冷却速度が、過度に速すぎると、所望の温度で鋼板の冷却を停止することが困難となり、また、コスト的にも不利となるため、上限は100℃/秒とする。従って、熱間仕上げ圧延後の冷却速度は30℃/秒以上100℃/秒以下とする。
【００３２】
巻き取り温度：350℃以上550℃以下
巻き取り温度が550℃を超えると、熱間仕上げ圧延後の組織は、フェライト相の体積分率が多くなるとともに、フェライト相とパーライト相の混在した組織となる。この組織は、Ｃ濃度の低いフェライト相の領域とＣ濃度の高いパーライト相の領域とが存在している不均一な組織であり、連続焼鈍のような短時間の熱処理では冷延焼鈍後も不均一な組織のままであり、鋼板の曲げ性、伸びフランジ性が共に劣化する。一方、巻き取り温度が過度に低すぎると、コスト的に不利となり、また、鋼板が過度に硬質化して冷間圧延時の変形抵抗が増大するため、冷間圧延性が低下する。従って、巻き取り温度は350℃以上550℃以下とする。
【００３３】
冷間圧延率：20％以上50％以下
圧延率が20％に満たないと、鋼板中に歪が均一に導入されないため、鋼板中で再結晶の進み具合にバラツキが生じ、粗大な粒と微細な粒が存在する不均一な組織となり、伸びフランジ性が劣化する。また、冷間圧延後の焼鈍過程における再結晶、変態挙動が遅延し、焼鈍中のオーステナイト相の量が減少するため、最終的に得られる鋼板中のフェライト相の量が過剰となる。その結果、鋼板の引張強度は低下する。一方、圧延率が50％を超えると、再結晶が急速に進み、粒成長が促進されるため、結晶粒径が粗大化する。また、冷却中のフェライト相の生成が抑制され過度に硬度化し、曲げ性、伸びフランジ性が劣化する。よって冷間圧延率は20％以上50％以下の範囲とする。
【００３４】
焼鈍温度：820℃以上920℃以下
焼鈍温度が820℃に満たない場合、加熱焼鈍中のフェライト分率が高まることに起因して、焼鈍後に最終的に得られるフェライト相の体積分率が過剰となり、引張強度：1180MPa以上の確保が困難となる。また、ＣやMnなどの添加元素の拡散が不十分な状態である濃度ムラが発生して、鋼板組織が低温変態相の偏在する不均一な組織となり、鋼板の加工性（曲げ性、伸び、伸びフランジ性）が劣化する傾向を示す。一方、920℃を超えた場合、オーステナイト単相の温度域まで加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、その後の冷却過程で生成するフェライト相の量が減少し、伸びが低下する。また、フェライト相や低温変態相の結晶粒径が粗大化し、伸びフランジ性が劣化する。従って、焼鈍温度は820℃以上920℃以下の範囲とする。より好ましくは、830℃以上920℃以下の範囲である。
【００３５】
冷却速度：10℃/秒以上80℃/秒以下
焼鈍処理後の冷却速度は、軟質なフェライト相と硬質な低温変態相（ベイナイト相およびマルテンサイト相）の体積分率を制御し、1180MPa級以上の引張強度と、優れた曲げ性を確保する上で重要である。
平均冷却速度が80℃/秒を超えると、冷却中のフェライト相生成が抑制され、低温変態相であるベイナイト相およびマルテンサイト相の体積分率が増加するため、1180MPa級以上の引張強度の確保は容易となるが、曲げ性および延性は劣化する。一方、10℃/秒未満であると、冷却過程中に生成するフェライト相の量が過剰となり、1180MPa級以上の引張強度の確保が困難となる。従って、焼鈍処理後の冷却速度は10℃/秒以上80℃/秒以下の範囲とする。好ましくは10℃/秒以上45℃/秒以下の範囲である。
なお、上記冷却速度に制御すべく、焼鈍処理後の鋼板の冷却はガス冷却とすることが好ましいが、その他、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却および水冷などの方法を用いることができ、またはそれらを組み合わせて使用することも可能である。
【００３６】
冷却停止温度：450℃以上550℃以下
冷却停止温度を450℃未満とすると、低温まで冷却されることとなり、フェライト相の生成量が過剰に増加し、1180MPa級以上の引張強度の確保が困難となる。一方、冷却停止温度が550℃を超えると、低温変態相のベイナイトの体積分率が多くなりすぎ、また、パーライト相も併せて生成するために、むしろ鋼板の曲げ性および伸びフランジ性は低下する。
以上の理由により、本発明においては、ベイナイト相を主体とし、フェライト相の体積分率を制御し、1180MPa級以上の引張強度を確保するとともに優れた延性、伸びフランジ性および曲げ性をバランス良く得るのに、冷却停止温度は450℃以上550℃以下の範囲とする。
【００３７】
鋼板滞留温度：冷却停止温度からの温度降下量が０〜100℃の温度範囲
オーステナイト相からの低温変態相は、変態温度が低いほど硬くなる。そのため、冷却停止後の鋼板滞留温度は、ベイナイト相の強度を制御をするのに重要である。
オーステナイト相からの低温変態相は、等温保持、すなわち温度降下量が０℃の場合、強度が均一なベイナイト相が主体の組織となる。そのため、曲げおよび伸びフランジ成形を行った時に、鋼板の均一な変形が可能となり、優れた成形性を示す。一方、滞留中の鋼板温度が100℃を超えて降下すると、マルテンサイト相が過剰に生成し、不均一な組織となる。そのため、鋼板を成形する際、フェライト相とマルテンサイト相の粒界に歪が局所的に集中し、優れた曲げ性および伸びフランジ性を達成することが困難となる。従って、鋼板の冷却停止温度からの温度降下量は０〜100℃の範囲とする。
【００３８】
鋼板滞留時間：100秒以上1000秒以下
冷却停止後の滞留時間は、低温変態相の生成の進行にかかわり、ベイナイト相の体積分率を制御する上で重要である。滞留時間が100秒に満たない場合、滞留中のベイナイト変態が不十分となり、滞留後の室温までの冷却過程において、未変態オーステナイト相がマルテンサイト相となり、マルテンサイト相の体積分率が過剰となる結果、鋼板が過度に高強度化して延性が低下する。一方、滞留時間が1000秒を超えると、ベイナイト相の体積分率が過剰となり、延性および曲げ性が共に劣化する。1180MPa級以上の引張強度を確保すると共に優れた曲げ性、伸びフランジ性および延性を達成するには、滞留時間は100秒以上1000秒以下の範囲とする必要がある。
【００３９】
冷却停止後の鋼板を上記滞留温度に保持する手段としては、例えば、焼鈍後の冷却設備の下工程に保温装置等を設けて、鋼板の温度を上記滞留温度に調整する手段等が挙げられる。ただし、冷却停止後の鋼板を上記滞留時間放冷しても冷却停止温度からの鋼板温度降下量が０〜100℃の温度範囲に収まる場合には、上記保温装置等の特別な手段を設けなくてもよい。なお、滞留後の鋼板は、従来公知の任意の方法により所望の温度に冷却される。
【００４０】
上記の焼鈍後、最終的に得られた冷延鋼板に、形状矯正や表面粗度調整の目的から調質圧延（スキンパス圧延）を行ってもかまわないが、過度にスキンパス圧延をすると鋼板に歪が導入されるため、結晶粒が展伸されて圧延加工組織となり、延性が低下するおそれがある。そのため、スキンパス圧延の圧下率は0.05％以上0.5％以下程度とすることが好ましい。
【実施例】
【００４１】
（実施例１）
表１に示す成分組成になる鋼を溶製してスラブとし、1250℃に加熱後、表２に示す条件で、熱間仕上げ圧延を施し、塩酸酸洗後、冷間圧延、焼鈍処理および制御冷却処理を行い、板厚：1.0〜2.0mmの冷延鋼板を製造した。得られた冷延鋼板について、下記に示す材料試験により材料特性を調査した。得られた結果を表３に示す。
【００４２】
【表１】
0005487984.tif 000002
【００４３】
【表２】
0005487984.tif 000003
【００４４】
（１）鋼板の組織は、圧延方向の断面で、板厚の1/4程度の厚み付近の面を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（SEM）で観察することにより調査した。観察はN=５（観察視野５箇所）で実施した。フェライト相の結晶粒径は、JIS G 0552（1998）に規定の方法（切断法）に準拠して結晶粒度を求め、平均粒径に換算した。ベイナイト相、マルテンサイト相についても同様に測定した。フェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相の体積分率は倍率1000倍の断面組織写真を用いて、任意に設定した100mm×100mm四方の正方形領域内に存在する各相の占有面積を画像解析により求め、これを各相の体積分率とした。ベイナイト相とマルテンサイト相の区別は倍率3000倍の断面組織写真を用いて、フェライト相以外の低温変態相において炭化物の観察されるものをベイナイト相、炭化物の観察されない平滑な表面として観察されるものをマルテンサイト相、さらにセメンタイト相が層状に観察された場合パーライト相と判定した。なお、残留オーステナイト相は、Ｘ線回折法でMoのKα線を用いて求めた。また、残留オーステナイト相の体積分率は、上記と同様に圧延方向の断面で、板厚の1/4程度の付近の面を測定面とする試験片を用い、オーステナイト相の（２１１）面および（２２０）面と、フェライト相の（２００）面および（２２０）面とのピーク強度を測定して算出した。
【００４５】
（２）引張特性は、圧延方向と90°の方向を長手方向（引張方向）とするJIS Z 2201に記載の５号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行い評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×El≧17000MPa・％以上（TS：引張強度（MPa）、El：全伸び（％））を良好とした。
【００４６】
（３）伸びフランジ性（穴拡げ率）は、日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001に基づいて実施した。初期直径d0=10mmの穴を打抜き、60°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚を貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径dを測定し、穴拡げ率：（（d- d0）/ d0）×100（％）として算出した。同一番号の鋼板について３回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、伸びフランジ性（穴拡げ率）の評価基準はTS×λ≧25000MPa・％以上（TS：引張強度（MPa））を良好とした。
【００４７】
（４）曲げ性は、JIS Z 2248に基づく押し曲げ法による曲げ試験にて評価した。
なお、板厚：1.0〜2.0mmの鋼板を用い、曲げ部の稜線と鋼板の圧延方向が平行になるようにサンプルを採取し、サンプルサイズは板厚×幅が40mm×150mm（サンプルの長手が圧延直角方向）とした。
押し金具の先端部の半径（ｒ）を種々変化させ、鋼板サンプルのわん曲部の外側の割れの有無を観察し、鋼板が割れることなく成形できる限界曲げ半径（Ｒ）と板厚（ｔ）の比である限界曲げ半径（Ｒ）／板厚（ｔ）：限界曲げ指数を求めた。
【００４８】
【表３】
0005487984.tif 000004
【００４９】
表３より、本発明例では、TS×El≧17000MPa・％以上、TS×λ≧25000MPa・％以上をいずれも満足するのみならず、限界曲げ指数が2.5以下という優れた曲げ性を有する高強度冷延鋼板が得られていることが分かる。
一方、鋼成分が本発明範囲外であるNo.５および６は所望の組織を発現することができず加工性に劣っていた。
また、以下の本発明範囲外の比較例についても、熱間仕上げ圧延温度が低いNo.７、熱間仕上げ圧延後の冷却速度が遅いNo.９、巻き取り温度が高いNo.10、冷間圧延率が低いNo.11、焼鈍後の冷却速度が遅いNo.15および冷却停止温度が低いNo.17は、いずれもフェライト相の体積分率が高く、引張強度が1180MPaを満足していない。
【００５０】
さらに、熱間仕上げ圧延温度が高いNo.８、滞留中の温度降下量が多いNo.19および滞留時間の短いNo.20は、いずれもマルテンサイト相の体積分率が高く、加工性および曲げ性が共に劣っていた。
【００５１】
冷間圧延率が高いNo.12、焼鈍温度が高いNo.14および焼鈍後の冷却速度が速いNo.16は、いずれもフェライト相の体積分率が少なく、加工性および曲げ性が共に劣っていた。
【００５２】
焼鈍温度が低いNo.13は、ベイナイト相およびフェライト相の体積分率が本発明の範囲を外れかつ再結晶が不十分であるため、加工性に劣っていた。また、冷却停止温度が高いNo.18および滞留時間の長いNo.21は、ベイナイト相の体積分率が高く、加工性および曲げ性が共に劣っていた。
【産業上の利用可能性】
【００５３】
本発明に従い、鋼板中のＣ量を低減し、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖなど高価な元素を積極的に含有させずとも、ベイナイト相、フェライト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相の各々の体積分率を規定することにより、安価でかつ優れた曲げ性を有し、しかも引張強度（TS）が1180MPa以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度冷延鋼板は、特に厳しい形状に曲げ加工される自動車部品に好適であるが、自動車部品以外にも、建築および家電分野などの厳しい寸法精度や曲げ性が必要とされる用途にも好適である。