(57)【要約】  引張強度が１５００ＭＰａ以上で、かつ成形性に優れた冷間圧延高強度鋼であって、化学元素組成が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：１．５０〜２．５０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０３〜０．０６％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％、及び０．１〜１．０％のＣｒと０．１〜０．５％のＭｏのうちの少なくとも１種であり、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物であり、前記冷間圧延高強度鋼の微細組織が、５〜２０％の残留オーステナイト及び７０〜９０％のマルテンサイトを有し、かつ残留オーステナイトとマルテンサイトの炭素濃度の比が、３．５を超え、１５未満である冷間圧延高強度鋼。当該冷間圧延高強度鋼板は、合理的な成分設計と微細組織の制御により、強度が高く、成形性に優れる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
引張強度が１５００ＭＰａ以上で、かつ成形性に優れた冷間圧延高強度鋼であって、
化学元素組成が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：１．５０〜２．５０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０３〜０．０６％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％、及び０．１〜１．０％のＣｒと０．１〜０．５％のＭｏのうちの少なくとも１種であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、前記冷間圧延高強度鋼の微細組織が、５〜２０％の残留オーステナイト及び７０〜９０％のマルテンサイトを有し、かつ残留オーステナイトとマルテンサイトの炭素濃度の比が、３．５を超え、１５未満であることを特徴とする冷間圧延高強度鋼。
【請求項２】
前記冷間圧延高強度鋼の微細組織が、残留オーステナイト＋マルテンサイト＋フェライト、又は残留オーステナイト＋マルテンサイト＋ベイナイトであることを特徴とする請求項１に記載の冷間圧延高強度鋼。
【請求項３】
化学元素組成が、更に、質量％で、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦３．８％を満足することを特徴とする請求項１に記載の冷間圧延高強度鋼。
【請求項４】
化学元素組成が、更に、質量％で、Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．５６％を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の冷間圧延高強度鋼。
【請求項５】
更に、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．２％及びＴｉ：０．０１〜０．０５％のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間圧延高強度鋼。
【請求項６】
破断伸びが１２％以上であることを特徴とする請求項１に記載の冷間圧延高強度鋼。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか一項に記載の冷間圧延高強度鋼の製造方法であって、
（１）製錬及び鋳造の工程と、
（２）熱間圧延の工程と、
（３）酸洗の工程と、
（４）冷間圧延の工程と、
（５）帯鋼を均熱温度８００〜９００℃の間に加熱し、６０ｓ以上保温してから、３０〜８０℃／ｓの速度で１５０〜３００℃まで冷却し、次に３５０〜４４０℃に再加熱し、３０〜３００ｓ保温し、最後に室温まで冷却する連続焼鈍の工程と
を含むことを特徴とする冷間圧延高強度鋼の製造方法。
【請求項８】
前記工程（２）において、加熱段階で、スラブを１２００〜１３００℃に加熱して０．５〜４ｈ保温し、圧延の段階で、仕上げ圧延温度が８５０℃以上、巻取温度が４００〜６００℃となるように制御することを特徴とする請求項７に記載の製造方法。
【請求項９】
前記工程（３）において、酸洗速度を８０〜１２０ｍ／ｍｉｎに制御することを特徴とする請求項７に記載の製造方法。
【請求項１０】
前記工程（４）において、冷間圧延の圧下率を４０〜６０％に制御することを特徴とする請求項７に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼材及びその製造方法に関し、特に冷間圧延鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、車体の軽量化、省エネルギーの削減、衝突安全性の向上、製造コストの低減等の目的のために、引張強度が１０００ＭＰａ以上の鋼板が複雑な車体構造部材及び安全部材の設計に適用されるようになってきている。しかしながら、鋼板の強度レベルの向上に伴い、その成形性が急激に低下し、部品のスタンピングによる割れの問題がますます顕著になる。そのため、超高強度鋼板の成形性を改善し、プレス成形において割れが生じることを回避することが重要な課題となっている。
【０００３】
公開番号がＣＮ１０２２２７５１１Ａ、公開日が２０１１年１０月２６日、名称が「成形性に優れた高強度冷間圧延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法」である中国特許文献には、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、穴拡げ性と曲げ性などの成形性に優れた高強度冷間圧延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法が開示されている。該特許では、連続焼鈍プロセスの設定により、鋼板がマルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイト相を有し、マルテンサイトの含有量が３０％以上であり、マルテンサイトの含有量とフェライトの含有量の比が０．４５〜１．５の間にあるが、該特許文献に開示された鋼板の引張強度は１１８０ＭＰａ以上であり、１５００ＭＰａ以上の強度要求を満足することができない。
【０００４】
公開番号がＣＮ１０４１６００Ａであり、公開日が２０１４年１１月１９日であり、名称が「高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法」である中国特許文献には、高強度冷間圧延鋼板が開示されたが、その引張強度が１１８０ＭＰａ以上に達し、破断伸びが１６％以上であり、１５００ＭＰａ以上の強度要求を満足することができない。
【０００５】
上記状況に鑑みて、１５００ＭＰａ以上の超強強度を備えるとともに良好な成形性を有することから、特に複雑な車体構造部材と安全材との製造に適用し、自動車の軽量化ニーズを満足する冷間圧延高強度鋼板が望まれている。それに、プロセスが簡単であり、適用性が高く、従来の多くの製造ラインに用いることができる、該鋼板の製造方法の取得が望まれている。
【発明の概要】
【０００６】
本発明の目的の一つは、引張強度が１５００ＭＰａ以上で、かつ成形性に優れた冷間圧延高強度鋼を提供することであり、その合理的な成分設計と微細組織の制御により、超高強度を得る場合に成形性に優れ、破断伸びが１２％以上である。
【０００７】
本発明は、上記目的を達成するために、引張強度が１５００ＭＰａ以上で、かつ成形性に優れた冷間圧延高強度鋼を提供し、その化学元素組成は、質量％で、以下のとおりである。
【０００８】
Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：１．５０〜２．５０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０３〜０．０６％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％、及び０．１〜１．０％のＣｒと０．１〜０．５％のＭｏのうちの少なくとも１種であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
【０００９】
前記冷間圧延高強度鋼の微細組織は、５〜２０％の残留オーステナイト及び７０〜９０％のマルテンサイトを有し、かつ残留オーステナイトとマルテンサイトの炭素濃度の比が、３．５を超え、１５未満である。
【００１０】
本発明に係る冷間圧延高強度鋼における各化学元素の設計原理は、以下のとおりである。
【００１１】
炭素：Ｃは、鋼の強度を確保するために必要な固溶強化元素で、オーステナイト安定化元素である。Ｃの質量％が０．２５％未満であると、残留オーステナイトの含有量が不足し、かつ鋼の強度が低くなり、Ｃの質量％が０．４０％を超えると、鋼材の溶接性が著しく悪化する。従って、本発明に係る冷間圧延高強度鋼における炭素の質量％が０．２５〜０．４０％となるように制御する。
【００１２】
いくつかの好ましい実施形態において、更に、炭素の質量％が０．２８−０．３２％となるように制御する。
【００１３】
ケイ素：Ｓｉは、本発明に係る技術案において、オーステナイト相中への炭素濃化を促進し、炭化物の生成を抑制し、更に残留オーステナイト相を安定化させる作用を発揮する。Ｓｉの質量％が１．５０％未満であると、その作用効果が不明である。しかし、添加されるＳｉの質量％が２．５０％を超えると、鋼板の脆化が顕著になり、更に冷間圧延時に鋼板の縁部に割れが発生しやすくなり、生産性を低下させる。従って、本発明に係る冷間圧延高強度鋼におけるケイ素の質量％は、１．５〜２．５％に限定される。
【００１４】
いくつかの好ましい実施形態において、更に、ケイ素の質量％が１．６−２．０％となるように制御する。
【００１５】
マンガン：本発明に係る技術案において、Ｍｎは、オーステナイトの安定性を向上させるとともに、鋼を焼入れしたときの臨界冷却温度及びマルテンサイト変態温度Ｍｓを低下させ、鋼板の焼入れ性を向上させる。また、Ｍｎは、固溶強化元素であり、鋼板の強度の向上に有利である。マンガンの質量％が３．０％を超えると、マンガンにより鋼ビレットに割れが発生し、鋼の溶接性に影響を与える。従って、本発明に係る冷間圧延高強度鋼において、Ｍｎの質量％が２．０〜３．０％となるように制御する。
【００１６】
いくつかの好ましい実施形態において、更に、マンガンの質量％が２．６−２．９％となるように制御する。
【００１７】
アルミニウム：本発明に係る技術案において、Ａｌは鋼の脱酸素のために添加される。Ａｌの質量％が０．０３％未満であると、脱酸素の目的を達成することができなくなり、Ａｌの質量％が０．０６％を超えると、脱酸素の効果が飽和する。従って、本発明に係る冷間圧延高強度鋼において、アルミニウムの質量％が０．０３〜０．０６％となるように制御する。
【００１８】
クロム及びモリブデン：Ｃｒ及びＭｏは、鋼の焼入れ性を向上させ、更に鋼の強度を向上させることができる。焼入れ性を確保するために、本発明では、Ｃｒ及びＭｏの少なくとも１種の質量％は、Ｃｒ０．１〜１．０％とＭｏ０．１〜０．５％に制御される。
【００１９】
リン：本発明に係る技術案において、Ｐは溶接性を劣化させ、鋼の低温脆性を向上させ、鋼の可塑性を低下させるため、Ｐの質量％が０．０２％以下となるように制御する必要がある。
【００２０】
硫黄：本発明に係る技術案において、Ｓは、有害元素として、溶接性を劣化させ、鋼の可塑性を低下させるため、Ｓの質量％が０．０１％以下となるように制御する必要がある。
【００２１】
窒素：本発明に係る技術案において、Ｎは、Ａｌと結合してＡｌ−Ｎ粒子になり、更に鋼板の延性及び熱可塑性に影響を及ぼす。従って、Ｎの質量％が０．０１％以下となるように制御する必要がある。
【００２２】
また、本発明に係る冷間圧延高強度鋼において、前記冷間圧延高強度鋼の微細組織は、５〜２０％の残留オーステナイト及び７０〜９０％のマルテンサイトを有する。その理由は以下のとおりである。冷間圧延高強度鋼の変形過程において、一定量の残留オーステナイトは、相変態を起こし、マルテンサイトへ変態し、変態誘起塑性効果（すなわちＴＲＩＰ効果）を生成し、これにより、本発明に係る冷間圧延高強度鋼が１５００ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに良好な成形性を有することを確保する。残留オーステナイトの含有量が＜５％未満であると、ＴＲＩＰ効果が顕著でなくなり、鋼板の高成形性を確保することができなくなり、残留オーステナイト量が２０％を超えると、鋼板中の対応するマルテンサイト含有量が少なくなり、鋼板の高強度を実現することができなくなる。マルテンサイトは、鋼板の硬い相として、鋼板に高強度をもたらす。１５００ＭＰａ以上の高強度を達成するために、本発明に係る冷間圧延高強度鋼では、マルテンサイトの含有量は７０％−９０％に限定される。また、本発明に係る冷間圧延高強度鋼において、残留オーステナイトとマルテンサイトの炭素濃度の比は、３．５を超え、１５未満である。これは、残留オーステナイトにおける炭素濃度が残留オーステナイトの安定性を示すからである。残留オーステナイトとマルテンサイトの炭素濃度の比が３．５未満であると、残留オーステナイトの安定性が不足し、残留オーステナイトが変形過程の初期にマルテンサイト変態しやすくなり、ＴＲＩＰ効果が不足し、鋼板の成形性を著しく向上させることができなくなり、残留オーステナイトとマルテンサイトの炭素濃度の比が１５を超えると、残留オーステナイトが安定しすぎ、変形過程でマルテンサイト変態を生じることができず、ＴＲＩＰ効果も不足し、鋼板の成形性を向上することもできなくなる。従って、本発明に係る技術案において、残留オーステナイトとマルテンサイトの炭素濃度の比は、３．５を超え、１５未満である。
【００２３】
また、本発明に係る冷間圧延高強度鋼において、前記冷間圧延高強度鋼の微細組織は、残留オーステナイト＋マルテンサイト＋フェライト、又は残留オーステナイト＋マルテンサイト＋ベイナイトである。
【００２４】
また、本発明に係る冷間圧延高強度鋼において、その化学元素組成は、更に、質量％で、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦３．８％を満足する。これは、Ｃｒ、Ｍｎ及びＭｏの合計質量％が３．８％を超えると、鋼板に縞模様が顕著に現れ、冷間圧延の抵抗が大きくなるためである。
【００２５】
また、本発明に係る冷間圧延高強度鋼において、その化学元素組成は、更に、質量％で、Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．５６％を満足する。本発明者らは、多くの検討や実験により、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐの合計質量％がＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ≦０．５６％を満足することにより得られる冷間圧延高強度鋼は、強度が高く、溶接性に優れることを見出した。これは、該式の化学的質量配合比率を満足する各化学元素の、鋼の組織強化及び固溶強化への効果が高いためである。
【００２６】
更に、本発明に係る冷間圧延高強度鋼において、その破断伸びは１２％以上である。
【００２７】
また、本発明に係る冷間圧延高強度鋼は、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．２％及びＴｉ：０．０１〜０．０５％のうちの少なくとも１種を含有する。
【００２８】
ここで、Ｎｂを添加するのは、Ｎｂ元素が析出強化により鋼を強化するとともに、オーステナイト結晶粒の成長を抑制し、結晶粒を微細化することにより、鋼の強度及び破断伸びを向上させるからである。Ｎｂの質量％を０．０１〜０．１０％に制御するのは、Ｎｂの質量％が０．０１％未満であると、作用効果を発揮することができなくなり、一方、Ｎｂの質量％が０．１０％を超えると、析出強化が過度に作用を発揮し、冷間圧延高強度鋼の成形性の低下を招くとともに、製造コストを増加させるからである。
【００２９】
Ｖを添加するのは、Ｖが炭化物を形成し、鋼の強度を向上させることができるからである。Ｖの質量％を０．０１〜０．２０％に制御するのは、Ｖの質量％が０．０１％未満であると、析出強化効果が顕著でなく、一方、Ｖの質量％が０．２％を超えると、析出強化効果が過度に作用を発揮し、鋼板の成形性の低下を招くからである。
【００３０】
Ｔｉを添加するのは、Ｔｉが、Ｃ、Ｓ、Ｎと析出物を形成して鋼板の強度と靭性を効果的に向上させることができるからである。Ｔｉの質量％を０．０１〜０．０５％に制御するのは、チタンの質量が０．０１％未満であると、その作用効果が明らかでなくなり、Ｔｉの質量％が０．０５％を超えると、その含有量を増加させても、鋼に対する改善効果が顕著ではなくなるからである。
【００３１】
また、本発明の他の目的は、上記冷間圧延高強度鋼の製造方法を提供することであり、以下の工程を含む。
【００３２】
（１）製錬及び鋳造；
【００３３】
（２）熱間圧延；
【００３４】
（３）酸洗；
【００３５】
（４）冷間圧延；
【００３６】
（５）連続焼鈍：将帯鋼を均熱温度８００〜９００℃の間に加熱し、６０ｓ以上保温してから、３０〜８０℃／ｓの速度で１５０〜３００℃まで冷却し、次に３５０〜４４０℃に再加熱し、３０〜３００ｓ保温し、最後に室温まで冷却する。
【００３７】
本発明に係る製造方法では、工程（５）において連続焼鈍プロセスでの各パラメータの選択が重要である。これは、連続焼鈍プロセスによりマルテンサイト中の過飽和の炭素を残留オーステナイトに拡散させ、オーステナイトへ炭素が濃化しかつ安定に室温で保持し、残留オーステナイトが変形過程でマルテンサイト変態を生成し、ＴＲＩＰ効果を生成することにより、本発明に係る冷間圧延高強度鋼の高成形性を確保するからである。それに、微細組織中の大量のマルテンサイトは、本発明に係る冷間圧延高強度鋼の高強度を確保する。
【００３８】
従って、本発明で、焼鈍プロセスでの各パラメータの選択は、組織中に十分な残留オーステナイト及びマルテンサイトを有することを確保するためである。その設計原理は具体的には以下のとおりである。
【００３９】
連続焼鈍で、均熱温度を８００〜９００℃となるように制御し、６０ｓ以上保温する理由は、以下のとおりである。均熱温度が８００℃未満であり、又は保温時間が６０ｓ未満であると、冷間圧延高強度鋼のオーステナイト変態が不十分であり、オーステナイト組織が不均一であり、フェライトの含有量が多く、次のプロセス過程において、十分な量の残留オーステナイト及びマルテンサイトを形成することができず、鋼の強度が低いとともに破断伸びが不足する。均熱温度が９００℃を超えると、均熱処理後の鋼板素地組織に完全オーステナイト変態が生じ、オーステナイトの安定性が低下し、それにより焼鈍後の鋼板基地中の残留オーステナイト量が減少し、鋼の強度が高いとともに破断伸びが不足する。
【００４０】
いくつかの好ましい実施形態において、均熱温度が８２０〜８７０℃となるように制御する。
【００４１】
３０〜８０℃／ｓの速度で１５０〜３００℃まで冷却する理由は、以下のとおりである。本発明に係る技術案において、マルテンサイトの臨界冷却速度が３０℃／ｓであるため、冷却過程でマルテンサイト変態のみが発生することを確保するために、冷却速度を３０℃／ｓ以上とする。しかし、冷却速度が８０℃／ｓを超えると、生産に必要な冷却コストが大幅に上昇する。一方、当該速度で冷却する冷却終了温度が１５０℃未満であると、オーステナイトが全てマルテンサイトに変態し、鋼を室温で冷却させる場合に得られたミクロ組織は、残留オーステナイトの生成がなく、鋼の破断伸びが不足する。一方、当該速度で冷却する冷却終了温度が３００℃を超えると、マルテンサイト変態が不十分となり、その後の再加熱過程で残留オーステナイトの含有量や安定性が不足し、更に鋼の強度や成形性に影響を及ぼす。
【００４２】
いくつかの好ましい実施形態において、冷却終了温度を１８０〜２７０℃とする。
【００４３】
本発明に係る製造方法において、工程（５）で再加熱温度を３５０〜４４０℃に制御し、再加熱時間は３０〜３００ｓである。その理由は以下のとおりである。再加熱温度が３５０℃未満又は再加熱時間が３０ｓ未満である場合、冷間圧延高強度鋼における残留オーステナイトの安定化過程が不十分であり、鋼を室温で冷却させる場合に得られたミクロ組織中の残留オーステナイトの含有量が不足し、再加熱温度が４４０℃を超え、又は再加熱時間が３００ｓを超える場合、鋼に著しい焼戻し軟化が発生し、冷間圧延高強度鋼の材料強度を著しく低下させる。
【００４４】
更に、本発明に係る製造方法では、前記工程（２）において、加熱段階で、スラブを１２００〜１３００℃に加熱して０．５〜４ｈ保温し、圧延の段階で、仕上げ圧延温度が８５０℃以上、巻取温度が４００〜６００℃となるように制御する。
【００４５】
その理由は以下のとおりである。加熱段階で、加熱温度が１３００℃を超えると、スラブが焼け過ぎになり、スラブ内の結晶粒組織が粗大により、その熱間加工性能が低下し、かつ超高温によりスラブ表面の深刻な脱炭を引き起こす。加熱温度が１２００℃未満であると、スラブを高圧水でスケールを除去してブレイクダウンを施した後、仕上げ圧延温度が低すぎると、ビレットの変形抵抗が過大となる。また、加熱段階の保温時間を０．５〜４ｈに制御し、保温時間が４ｈを超えると、スラブ内の結晶粒組織が粗大化するとともにスラブ表面の脱炭が深刻になり、保温時間が０．５ｈ未満であると、スラブ内部の温度がまだ均一になっていない。
【００４６】
いくつかの好ましい実施形態において、加熱段階の加熱温度は１２１０〜１２７０℃であることが更に好ましい。
【００４７】
また、仕上げ圧延温度及び巻取時間を制御する理由は、仕上げ圧延温度が低すぎると、スラブの変形抵抗が高くなり過ぎ、それにより品質の良好な完成品を製造することが困難であるからである。巻取温度が６００℃を超えると、鋼板表面の鉄酸化物スケールが厚くなりすぎ、酸洗が困難となる。巻取温度が４００℃未満であると、巻取強度が高くなり、冷間圧延が困難となり、生産性に影響を及ぼす。
【００４８】
いくつかの好ましい実施形態において、巻取温度は４５０−５５０℃であることが更に好ましい。
【００４９】
更に、本発明に係る製造方法では、前記工程（３）において、酸洗速度を８０〜１２０ｍ／ｍｉｎに制御する。その理由は以下のとおりである。本発明に係る製造方法で、酸洗速度が１２０ｍ／ｍｉｎを超えると、鋼板表面の鉄酸化物スケールを完全に除去することができず、それにより鋼板の表面欠陥を形成する。酸洗速度が８０ｍ／ｍｉｎ未満であると、圧延速度が低く、ひいては鋼板の板状制御に影響を及ぼし、生産性が低下する。
【００５０】
更に、本発明に係る製造方法では、前記工程（４）において、冷間圧延の圧下率を４０〜６０％に制御する。本発明に係る技術案において、冷間圧延の圧下率を増加させると、後続の連続焼鈍過程でオーステナイト形成速度を向上させることに寄与し、かつ鋼板の組織均一性を向上させ、鋼板の延性を向上させることに寄与する。しかし、冷間圧延の圧下率が６０％を超える場合、加工硬化により材料の変形抵抗が非常に高く、冷間圧延高強度鋼板の歪みが劣る。
【００５１】
本発明に係る引張強度が１５００ＭＰａ以上で、かつ成形性に優れた冷間圧延高強度鋼板は、合理的な成分設計と微細組織の制御により、強度が高い場合に成形性に優れ、その破断伸びが１２％以上である。
【００５２】
本発明に係る製造方法は上記利点を有するほか、プロセスパラメータの制御、特に連続焼鈍プロセスパラメータの選択により、本発明に係る冷間圧延高強度鋼板の強度が高く、成形性に優れ、自動車の構造部品への良好な応用見込みがあり、特に成形性能及び強度への要求が高い車両構造部品及び安全部品を製造することに適する。
【発明を実施するための形態】
【００５３】
以下に具体的な実施例を参照しながら、本発明に係る引張強度が１５００ＭＰａ以上で、かつ成形性に優れた冷間圧延高強度鋼及びその製造方法について更に解釈・説明するが、該解釈及び説明は、本発明の技術案を不当に限定するものではない。
【００５４】
実施例１〜８及び比較例１〜４
【００５５】
実施例１〜８の冷間圧延高強度鋼及び比較例１〜４の通常の鋼板は、下記工程により製造される。
【００５６】
（１）表１に列挙された化学元素の質量％でスラブの製錬及び鋳造を行う；
【００５７】
（２）熱間圧延：加熱段階で、スラブを１２００〜１３００℃に加熱しかつ０．５〜４ｈ保温し、圧延の段階で、仕上げ圧延温度が８５０℃以上、巻取温度が４００〜６００℃となるように制御する；
【００５８】
（３）酸洗：酸洗速度を８０〜１２０ｍ／ｍｉｎに制御する；
【００５９】
（４）冷間圧延：冷間圧延の圧下率を４０〜６０％に制御する；
【００６０】
（５）連続焼鈍：鋼を均熱温度８００〜９００℃の間に加熱し、６０ｓ以上保温してから、３０〜８０℃／ｓの速度で１５０〜３００℃まで冷却し、次に３５０〜４４０℃に再加熱し、３０〜３００ｓ保温し、最後に室温まで冷却する。
【００６１】
表１に各実施例の冷間圧延高強度鋼及び比較例の通常の鋼板における各化学元素の質量％を示す。
【００６２】
表１．（ｗｔ％、残部はＦｅ、及びＳ、Ｐ、Ｎ以外のその他の不可避的不純物元素である。）
【表１】
2019534941.tif 000002
【００６３】
表２に各実施例及び比較例の製造方法における具体的なプロセスパラメータを示す。
【００６４】
【表２】
2019534941.tif 000003
【００６５】
注：表２における急速冷却速度とは、請求項に限定された３０〜８０℃／ｓで１５０〜３００℃まで冷却する時の冷却速度である。表２中の化学成分の記号では、表１に列挙された化学成分の記号に対応する各化学元素の質量での配合比率を採用し、例えば、実施例１では、表１における化学成分Ａの各化学元素の質量での配合比率を採用する。
【００６６】
上記各実施例の冷間圧延高強度鋼及び比較例の通常の鋼板について、各性能の測定を行い、試験で得られた関連する結果を表３に示す。ここで、降伏強度及び引張強度測定は通常の測定であり、他の測定方法は具体的に以下のとおりである。
【００６７】
引張試験方法として、ＪＩＳ５号引張試料試験片を採取し、延伸方向が圧延方向と平行である。
【００６８】
残留オーステナイト相分率Ｖγの測定方法として、鋼板から１５×１５ｍｍのサイズの試料を切り出し、研磨、ラッピングした後、ＸＲＤ定量測定を行う。
【００６９】
マルテンサイト相分率Ｖαの測定方法として、鋼板から１５×１５ｍｍのサイズの試料を切り出し、研磨、ラッピングした後、ＥＢＳＤ定量分析を行う。
【００７０】
残留オーステナイトの炭素濃度XγCの測定方法として、鋼板組織中の各構成相のＭｎ及びＡｌ濃度が変化しないと仮定し、ＸＲＤにおける残留オーステナイトの回折ピークデータを利用して格子定ａγを読み取り、以下の経験式：ａγ＝0.3556＋0.00453ＸγC＋0.000095ＸγMn＋0.00056ＸγAlにより算出する。ここで、ＸγC、ＸγMn及びＸγAlは、それぞれ残留オーステナイトのＣ濃度、Ｍｎ濃度及びＡｌ濃度を示す。
【００７１】
マルテンサイト炭素濃度ＸαCの測定方法として、得られたＶγ、Ｖα及びＸγC、並びに設計された成分のＣ濃度ＸCから、公式：ＸαC＝（ＸC−ＸγC×Ｖγ）／Ｖαにより算出して得られる。
【００７２】
表３に各実施例の冷間圧延高強度鋼及び比較例の通常の鋼板を測定した後に得られた測定結果を示す。
【００７３】
【表３】
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【００７４】
表３から分かるように、本願の各実施例の引張強度は、いずれも１５００ＭＰａ以上であり、破断伸びは１２％以上であり、本願の各実施例の冷間圧延高強度鋼が高強度及び良好な成形性を有することを説明する。
【００７５】
表１及び表３を組み合わせると分かるように、比較例３は化学成分Ｅの配合比率を採用し、その炭素の質量％が０．２５％未満であり、比較例３の強度が１５００ＭＰａに達することができなくなる。比較例４は化学成分Ｆの配合比率を採用し、そのケイ素の質量％が１．５％未満であり、比較例４の破断伸びが低い。
【００７６】
表２及び表３を組み合わせると分かるように、比較例１の均熱温度が９００℃を超え、均熱処理後、鋼板に完全オーステナイトへの変態が生じ、オーステナイトの含有量が５％未満であるため、比較例１の引張強度が１５００ＭＰａを超えるが、その破断伸びは不足し、成形性が悪い。比較例２の急速冷却終了温度が３００℃を超え、そのマルテンサイト変態が不十分であり、その後の再加熱過程において、残留オーステナイトの含有量が低く、最終的に比較例２の破断伸びが不足してしまった。
【００７７】
以上に挙げられたのは本発明の具体的な実施例に過ぎない。本発明が上記実施例に限定されるものではないことは明らかであり、これに伴う多くの同様の変更が可能である。当業者が本発明の開示から直接導くまたは想到できる全ての変形は、いずれも本発明の保護範囲内に含まれるものである。
【国際調査報告】
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