(57)【要約】本発明は、フェライト相と低温変態相からなり、フェライト相の平均粒径が２０μｍ以下、低温変態相の体積率が０．１％以上１０％未満であり、かつｒ値の面内異方性の絶対値｜Δｒ｜が０．１５未満、板厚が０．４ｍｍ以上の高強度冷延鋼板を提供する。本発明の高強度冷延鋼板は、３７０−５９０ＭＰａの強度を有し、張出し成形性、耐デント性、耐面ひずみ性、耐二次加工脆性、耐時効性、表面性状に優れるので、自動車の外板パネルなどに好適である。
2004001084.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト相と低温変態相からなり、前記フェライト相の平均粒径が２０μｍ以下、前記低温変態相の体積率が０．１％以上１０％未満であり、かつｒ値の面内異方性の絶対値｜Δｒ｜が０．１５未満、板厚が０．４ｍｍ以上の高強度冷延鋼板。
【請求項２】
フェライト相の平均粒径をｄ（μｍ）としたとき、前記フェライト相の粒界に沿った隣接低温変態相間の間隔の平均値Ｌ（μｍ）が下記の（１）式を満足する請求の範囲１の高強度冷延鋼板。
Ｌ＜３．５×ｄ      ・・・・・（１）
【請求項３】
圧延方向に対して０°、４５°、９０°のｒ値、ｒ０、ｒ４５、ｒ９０のうちの最大値ｒｍａｘと最小値ｒｍｉｎの差が０．２５以下である請求の範囲１の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
圧延方向に対して０°、４５°、９０°のｒ値、ｒ０、ｒ４５、ｒ９０のうちの最大値ｒｍａｘと最小値ｒｍｉｎの差が０．２５以下である請求の範囲２の高強度冷延鋼板。
【請求項５】
圧延方向に対して９０°のｒ値ｒ９０が１．３以下である請求の範囲１の高強度冷延鋼板。
【請求項６】
圧延方向に対して９０°のｒ値ｒ９０が１．３以下である請求の範囲２の高強度冷延鋼板。
【請求項７】
実質的に、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１−０．１％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅからなる請求の範囲１の高強度冷延鋼板。
【請求項８】
実質的に、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１−０．１％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅからなる請求の範囲２の高強度冷延鋼板。
【請求項９】
実質的に、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１−０．１％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅからなる請求の範囲３の高強度冷延鋼板。
【請求項１０】
実質的に、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１−０．１％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅからなる請求の範囲４の高強度冷延鋼板。
【請求項１１】
実質的に、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１−０．１％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅからなる請求の範囲５の高強度冷延鋼板。
【請求項１２】
実質的に、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１−０．１％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅからなる請求の範囲６の高強度冷延鋼板。
【請求項１３】
さらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のなかから選ばれた少なくとも１種の元素を含有する請求の範囲７の高強度冷延鋼板。
【請求項１４】
さらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のなかから選ばれた少なくとも１種の元素を含有する請求の範囲８の高強度冷延鋼板。
【請求項１５】
さらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のなかから選ばれた少なくとも１種の元素を含有する請求の範囲９の高強度冷延銅板。
【請求項１６】
さらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のなかから選ばれた少なくとも１種の元素を含有する請求の範囲１０の高強度冷延鋼板。
【請求項１７】
さらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のなかから選ばれた少なくとも１種の元素を含有する請求の範囲１１の高強度冷延鋼板。
【請求項１８】
さらに、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のなかから選ばれた少なくとも１種の元素を含有する請求の範囲１２の高強度冷延鋼板。
【請求項１９】
請求の範囲７から１８のいずれか一つの成分を有し、体積率で６０％以上の低温変態相を含む熱延鋼板を、圧下率６０％超え８５％未満で冷間圧延する工程と、
前記冷間圧延後の鋼板を、α＋γの２相域で連続焼鈍する工程と、
を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項２０】
熱延鋼板が、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延後２秒以内に冷却が開始され、かつ７０℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以上の温度幅にわたって冷却された熱延鋼板である請求の範囲１９の高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】  本発明は、自動車内外板パネルなどに適した高強度冷延鋼板、特に張出し成形性に優れ、３７０−５９０ＭＰａの引張強度を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】  近年、環境問題への配慮から自動車用鋼板の軽量化が推進され、自動車内外板パネルには、より高強度な冷延鋼板の使用が検討されている。自動車内外板パネル用の冷延鋼板には、優れた張出し成形性、耐デント性、耐面ひずみ性、耐二次加工脆性、耐時効性、および良好な表面性状などの特性が必要とされるが、現在、自動車メーカーからはこうした特性を具備した３７０−５９０ＭＰａの引張強度を有する高強度冷延鋼板が強く要望されている。
これまで、例えば特開平５−７８７８４号公報には、Ｔｉ添加極低炭素鋼にＭｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｐなどの固溶強化元素を多量に添加した３５０−５００ＭＰａの引張強度を有する高強度冷延鋼板が提案されている。
また、特開２００１−２０７２３７号公報や特開平２００２−３２２５３７号公報には、Ｃ：０．０１０−０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０未満％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５−０．１０％、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、かつＭｎ＋１．３Ｃｒ：１．９−２．３％の成分を有し、フェライト相と面積率で２０％以下のマルテンサイト相を５０％以上含む第２相（低温変態相）からなる５００ＭＰａ未満の引張強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板（２相組織鋼板：ＤＰ鋼板）が提案されている。
しかしながら、特開平５−７８７８４号公報に記載された高強度冷延鋼板は、耐時効性に劣り、Ｓｉが多量のため表面性状が劣悪でめっき上の問題を生じたり、Ｐが多量のため耐二次加工脆性に劣るなどの問題がある。
一方、特開２００１−２０７２３７号公報や特開２００２−３２２５３７号公報に記載されたＤＰ鋼板は、組織強化のためこうした問題はないが、本発明者が追試したところ、張出し成形性が必ずしも十分でなく、自動車の外板パネルには常に適用できるとは限らないことがわかった。
【発明の開示】
本発明は、自動車のドアやフードなどの主として張出し成形により製造される外板パネルに適用可能な３７０−５９０ＭＰａの引張強度を有する高強度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。
この目的は、フェライト相と低温変態相からなり、フェライト相の平均粒径が２０μｍ以下、低温変態相の体積率が０．１％以上１０％未満であり、かつｒ値の面内異方性の絶対値｜Δｒ｜が０．１５未満、板厚が０．４ｍｍ以上の高強度冷延鋼板によって達成される。
この高強度冷延鋼板は、例えば、実質的に、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１−０．１％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅからなる成分を有する。
この高強度冷延鋼板は、例えば、こうした成分を有し、体積率で６０％以上の低温変態相を含む熱延鋼板を圧下率６０％超え８５％未満で冷間圧延する工程と、冷間圧延後の鋼板をα＋γの２相域で連続焼鈍する工程とを有する製造方法により製造できる。
【図面の簡単な説明】  図１Ａ、１Ｂは、それぞれ本発明の高強度冷延鋼板と従来のＤＰ鋼板のミクロ組織を模式的に示した図である。
図２は、フェライト相Ｆの粒界に沿った隣接低温変態相Ｍ間の間隔ｌを説明する図である。
図３は、集合組織と張出し成形性との関係を示す図である。
図４は、冷間圧延時の圧下率と焼鈍後のΔｒの関係を示す図である。
図５は、本発明である熱延鋼板の組織形成を説明するための連続冷却変態図である。
図６は、熱間圧延後の冷却における冷却速度と焼鈍後の｜Δｒ｜との関係を示す図である。
図７は、熱間圧延後の冷却における冷却温度幅ΔＴと焼鈍後の｜Δｒ｜との関係を示す図である。
図８は、熱間圧延後の冷却条件および焼鈍条件とΔｒとの関係を示す図である。
発明を実施するための形態
本発明等が、自動車の外板パネルに適した３７０−５９０ＭＰａの引張強度を有する高強度冷延鋼板について検討を重ねた結果、次ぎの（１）、（２）のようにすれば、張出し成形性、耐デント性、耐面ひずみ性、耐二次加工脆性、耐時効性、表面性状ともに優れた冷延鋼板の得られることが明らかになった。
（１）微細なフェライト相中に主としてマルテンサイト相からなる低温変態相を均一に分散させる。
（２）ｒ値の面内異方性の絶対値｜Δｒ｜を小さくする。
以下に、その詳細を説明する。
１．ミクロ組織
上述したように、フェライト単相の鋼板では、高強度化のためにＳｉやＰなどの自動車の外板パネルにとって有害な元素を多量に添加せざるを得ず、本発明の目的を達成できない。
そこで、組織強化により高強度化を図る必要があるが、ただ単にフェライト相とマルテンサイト相を主体にした低温変態相とからなる２相組織にしただけでは、十分な張出し成形性は得られない。十分な張出し成形性を得るには、平均粒径が２０μｍ以下のフェライト相中に主としてマルテンサイト相からなる低温変態相を０．１％以上１０％未満の体積率で均一に分散させる必要がある。なお、こうした低温変態相はフェライト相の粒界に析出している。
フェライト相の平均粒径が２０μｍを超えると、肌荒れを引き起こし、表面性状が劣化するとともに張出し成形性の低下を引き起こす。したがって、この平均粒径は２０μｍ以下、より好ましくは１５μｍ以下、さらに好ましくは１２μｍ以下とする。
主としてマルテンサイト相からなる低温変態相の体積率が０．１％未満あるいは１０％以上になると、十分な張出し成形性が得られない。したがって、この体積率は０．１％以上１０％未満、より好ましくは０．５％以上８％未満とする。なお、主としてマルテンサイト相からなる低温変態相は、マルテンサイト相以外に残留γ相、ベイナイト相、パーライト相、炭化物が本発明の効果を阻害しない範囲である４０％以下、好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１０％以下含まれてもよい。
図１Ａ、１Ｂは、それぞれ本発明の高強度冷延鋼板と従来のＤＰ鋼板のミクロ組織を模式的に示した図である。
本発明の鋼板では、均一で微細なフェライト相Ｆ中に、フェライト相Ｆの粒界に沿って微細な低温変態相Ｍが均一に分散している。一方、従来のＤＰ鋼板では、不均一で大きなフェライト相Ｆ中に、フェライト相Ｆの粒界に沿って大きな低温変態相Ｍが不均一に分散している。
いま、図２に示すように、フェライト相Ｆの平均粒径をｄ（μｍ）とし、フェライト相Ｆの粒界に沿った隣接低温変態相Ｍ間の間隔ｌの平均値をＬ（μｍ）としたとき、下記の（１）式を満足させると、ＹＰＥｌ（降伏点伸び）が消失し易く低ＹＰ（降伏点）化に有利となったり、耐時効性をより向上できる。
Ｌ＜３．５×ｄ      ・・・・・（１）
なお、Ｌ＜３．１×ｄ、さらにＬ＜２．４×ｄにすることがより効果的である。
２．｜Δｒ｜
上記のミクロ組織に加え、ｒ値の面内異方性の絶対値｜Δｒ｜を０．１５未満にすることが、張出し成形性の向上には極めて重要である。
ｒ値の面内異方性の絶対値｜Δｒ｜をこのように小さくすることは、鋼板をより等方的（圧延方向に対して０°、４５°、９０°のｒ値ｒ０、ｒ４５、ｒ９０が１）にすることを意味し、これにより２軸引張領域での降伏強度を低下させるので張出し成形性が向上すると考えられる。
鋼板の等方性をより向上させるには、ｒ０、ｒ４５、ｒ９０のうちの最大値ｒｍａｘと最小値ｒｍｉｎの差を０．２５以下、より好ましくは０．２以下、さらに好ましくは０．１５以下にすることが有効である。また、ｒ９０を１．３以下、より好ましくは１．２５以下、さらに好ましくは１．２以下にすることがさらに効果的である。
ｒ値は、鋼板の集合組織と関連していることは良く知られているところである。
図３に集合組織と張出し成形性との関係を示したが、横軸である｛１１１｝＜ｕｖｗ＞の方位群のＸ線ランダム強度比が３．５以上、縦軸である同方位群の最大強度比と最小強度比の差が０．９以下であれば、すなわち鋼板がより等方的であれば、優れた張出し成形性の得られることが確認できる。ここで、｛１１１｝＜ｕｖｗ＞の方位群のＸ線ランダム強度比や同方位群の最大強度比と最小強度比の差は、例えば「ＲＩＮＴ２０００  シリーズアプリケーションソフトウエア」（三次元極点データ処理プログラム）を用いたＯＤＦ解析法により求めた値である。なお、｛１１１｝＜ｕｖｗ＞の方位群とは、Ｂｕｎｑｅ  Ｔｙｐｅ出力のφ＝５４．７°、ψ２＝４５°のγファイバー上の方位群である。
｜Δｒ｜を小さくするには、ぶりき鋼板のように８５％を超える高い圧下率で冷間圧延すれば可能になる場合もある。しかし、自動車の外板パネル用銅板にはこうした高い圧下率は、圧延性、コスト、品質の面から好ましくない。したがって、本発明は、８５％未満の冷延率で製造できる高強度冷延鋼板、すなわち板厚が０．４ｍｍ以上の高強度冷延鋼板に限定し、ぶりき鋼板は本発明から除外する。
３．成分
本発明である高強度冷延鋼板の成分は、例えば、実質的に、ｍｉｓｓ％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．６−３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１−０．１％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅからなる。
Ｃ：Ｃは、鋼板の高強度化に必要な元素であるが、その量が０．０５％以上になると張出し成形性の低下が著しく、また溶接性の観点からも好ましくない。したがって、Ｃ量は０．０５％未満とする。なお、上記した体積率の低温変態相を形成させるために、Ｃ量は０．００５％以上に、さらに０．００７％以上にすることが好ましい。
Ｓｉ：Ｓｉ量が２．０％を超えると表面性状が劣化し、めっき密着性も著しく劣化する。したがって、Ｓｉ量は２．０％以下、より好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．６％以下とする。
Ｍｎ：Ｍｎは、一般に鋼中のＳをＭｎＳとして析出させてスラブの熱間割れを防止するのに有効である。また、本発明では、低温変態相を安定して形成させるために、０．６％以上添加することが必要である。しかし、Ｍｎ量が３．０％を超えるとスラブコストの著しい上昇を招くだけでなく、成形性の劣化を招く。したがって、Ｍｎ量は０．６−３．０％、より好ましくは０．８％以上２．５％未満とする。
Ｐ：Ｐ量が０．０８％を超えると耐二次加工脆性を劣化させたり、亜鉛めっきの合金化処理性を低下させる。したがって、Ｐ量は０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。
Ｓ：Ｓは、熱間加工性を低下させ、スラブの熱間割れ感受性を高める有害な元素である。また、その量が０．０３％を超えると微細なＭｎＳとして析出し成形性を劣化させる。したがって、Ｓ量は０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。なお、表面性状の観点から、０．００１％以上、さらに０．００２％以上にすることが好ましい。
Ａｌ：Ａｌは、鋼の脱酸に寄与するとともに、鋼中の不要な固溶ＮをＡｌＮとして析出させる。この効果は、Ａｌが０．０１％未満では十分ではなく、０．１％を超えると飽和する。したがって、Ａｌ量は０．０１−０．１％とする。
Ｎ：Ｎは、耐時効性の観点から固溶状態で残存させることは好ましくないので、その量は少ない方がよい。Ｎ量が０．０１％を超えると過剰な窒化物の存在により延性や靭性が劣化する。したがって、Ｎ量は０．０１％以下、より好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下とする。
これらの元素に加え、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下のなかから選ばれた少なくとも１種の元素を添加することは、それぞれ以下の理由により有効である。
Ｃｒ、Ｍｏ：Ｃｒ、Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、安定して低温変態相を形成させるのに有効な元素である。また、溶接時の熱影響部（ＨＡＺ）の軟化抑制にも効果がある。そのためには、Ｃｒ、Ｍｏの少なくとも一方を０．００５％以上、さらに０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、それぞれの量が１％を超えるとＨＡＺの硬度上昇が大きくなり過ぎるので、Ｃｒ、Ｍｏの量はそれぞれ１％以下、より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．６％以下とする。
Ｖ：Ｖは溶接時のＨＡＺの軟化抑制に効果がある。そのためには、Ｖを０．００５％以上、さらに０．００７％以上添加することが好ましい。しかし、その量が１％を超えるとＨＡＺの硬度上昇が大きくなり過ぎるので、Ｖ量は１％以下、より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。
Ｂ：Ｂは、焼入れ性を向上させ、安定して低温変態相を形成させるのに有効な元素である。そのためには、Ｂを０．０００２％以上、さらに０．０００３％以上添加することが好ましい。しかし、その量が０．０１％を超えるとその効果は飽和するので、Ｂ量は０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
Ｔｉ、Ｎｂ：Ｔｉ、Ｎｂは、窒化物を形成し、鋼中の不要な固溶Ｎを低減する働きがある。Ａｌに代わりに、Ｔｉ、Ｎｂにより固溶Ｎを低減することにより成形性の向上が期待できる。そのためには、Ｔｉ、Ｎｂの少なくとも一方を０．００５％以上、さらに０．００８％以上添加することが好ましい。しかし、それぞれの量が０．１％を超えるとその効果は飽和するので、Ｔｉ、Ｎｂ量はそれぞれ０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。ただし、固溶Ｎの低減に必要な量より過剰にＴｉ、Ｎｂを添加することは、過剰Ｔｉ、Ｎｂの炭化物が形成され、低温変態相の安定形成を妨げるので好ましくない。
４．製造条件
本発明の高強度冷延鋼板は、上記の成分を有し、体積率で６０％以上の低温変態相を含む熱延鋼板を圧下率６０％超え８５％未満で冷間圧延し、α＋γの２相域で連続焼鈍すれば製造できる。なお、焼鈍後に低温変態相をより安定して形成させるには、Ａｃ１変態点−（Ａｃ１変態点＋８０）℃、より好ましくはＡｃ１変態点−（Ａｃ１変態点＋５０）℃の範囲で焼鈍する必要がある。
上述したように、張出し成形性、耐デント性、耐面ひずみ性、耐二次加工脆性、耐時効性、表面性状ともに優れた冷延鋼板を得るための要件である（１）微細なフェライト相中に主としてマルテンサイト相からなる低温変態相を均一に分散させることと（２）ｒ値の面内異方性の絶対値｜Δｒ｜を小さくすることを実現させるには、冷間圧延前の熱延鋼板が体積率で６０％以上、より好ましくは７０％以上、さらに好ましくは８０％以上の低温変態相を含むようにする必要がある。
そのメカニズムは必ずしも明らかでないが、次ぎのように考えられる。
すなわち、従来のフェライト相＋パーライト相からなる組織の熱延鋼板の場合は、α＋γの２相域での焼鈍時に炭化物の溶け残りが存在しやすく、また熱延鋼板のパーライト相の分布を反映して、粗大なγ相が不均一に疎に存在する状態となる。その結果、不均一に粗大化したフェライト相と比較的粗大で不均一に分散した低温変態相からなる組織を形成する。
一方、本発明のように低温変態相を体積率で６０％以上含む熱延鋼板の場合は、焼鈍時の昇温過程で微細炭化物は一旦フェライト相中に溶け込み、α＋γの２相域での均熱時に、フェライト相の粒界から均一に密に微細γ相が生成する。その結果、フェライト相は均一で細粒となり、低温変態相も微細に均一分散する。そして、本発明のように低温変態相を含む熱延鋼板の場合は、従来のフェライト相＋パーライト相からなる２相組織の場合と異なり、変態集合組織が形成されるので、これが見かけ上冷間圧延の歪付与と同等な効果をもたらし、後述するように６０−８５％の通常の圧下率でも｜Δｒ｜を小さくできる。
なお、熱延鋼板の低温変態相とは、アシキュラーフェライト相、ベイニティックフェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相およびそれらの混合相である。
図４に、こうした低温変態相を含む熱延鋼板を圧下率を変えて冷間圧延し、α＋γの２相域で連続焼鈍したときの圧下率と｜Δｒ｜の関係を示す。
冷間圧延時の圧下率が６０％超え８５％未満で０．１５未満の｜Δｒ｜が得られる。
体積率で６０％以上の低温変態相を含む熱延鋼板を製造するには、例えば、上記した本発明範囲の成分を有する鋼スラブを、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延後２秒以内に冷却を開始し、かつ７０℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以上の温度幅にわたって冷却すれば得られる。これは、図５に示す連続冷却変態図において、フェライト相の形成を抑制するように急冷することを意味する。なお、熱間圧延後の冷却開始までの時間は、より好ましくは１．５秒以内、さらに好ましくは１．２秒以内である。
図６に、熱間圧延後の冷却における冷却速度と焼鈍後の｜Δｒ｜の関係を示す。このときの冷却温度幅ΔＴは１５０℃とした。
冷却速度を７０℃／ｓ以上にすると、｜Δｒ｜が０．１５未満になることがわかる。なお、冷却速度は、１００℃／ｓ超え、より好ましくは１３０℃／ｓ超えにすることが効果的である。
図７に、熱間圧延後の冷却における冷却温度幅ΔＴと焼鈍後の｜Δｒ｜との関係を示す。このときの冷却速度は１５０℃／ｓとした。
冷却温度幅ΔＴを１００℃以上にすると、｜Δｒ｜が０．１５未満になることがわかる。なお、この温度幅ΔＴは、好ましくは１３０℃以上、より好ましくは１６０℃以上である。
図８に、熱間圧延後の冷却条件および焼鈍条件とΔｒとの関係を示す。
本発明のような熱延条件を採用してもα＋γの２相域で連続焼鈍しないと、また、本発明のような熱延条件を採用せずにα＋γの２相域で連続焼鈍しても、Δｒ値は大きく、本発明のような熱延条件とα＋γの２相域での連続焼鈍とを組み合わせて始めて通常の圧下率で小さなΔｒの得られることがわかる。これが本発明のポイントである。
本発明の製造方法においては、スラブを熱間圧延するにあたって、加熱炉で加熱後に圧延するか、または加熱することなく直接圧延することができる。また、熱間圧延後の巻取温度は、体積率で６０％以上の低温変態相を形成されればよく、本発明のような熱間圧延後の冷却条件であれば、通常の巻取温度で十分である。
連続焼鈍は通常の連続焼鈍や溶融亜鉛めっきラインで行うことができる。
本発明の高強度冷延鋼板には、電気亜鉛系めっきや溶融亜鉛系めっきを行うことができる。また、溶融亜鉛系めっき後、合金化処理を施してもよい。さらに、めっき後に被膜処理を施してもよい。
【実施例】  表１に示す鋼Ｎｏ．１−１５の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブを製造した。
鋼Ｎｏ．１−１１は、いずれも本発明範囲内の成分を有している。一方、鋼Ｎｏ．１２−１５では、それぞれＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量が本発明範囲外である。なお、本発明鋼Ｎｏ．１−１１のＡｒ３変態点は８２０℃以上であり、Ａｃ１変態点とＡｃ３変態点は７４０−８５０℃の範囲内にある。
これらのスラブを１２００℃に加熱後、表２に示す仕上温度で熱間圧延後、表２に示す冷却開始時間、冷却速度、冷却温度幅ΔＴで冷却し、通常の巻取温度で巻取り、熱延鋼板を製造した。その後、熱延鋼板を酸洗し、表２に示す圧下率で板厚０．７５ｍｍに冷間圧延を行い、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）あるいは連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で連続焼鈍して引張強度が４００ＭＰａ以下、４００ＭＰａ超え５００ＭＰａ以下、５００ＭＰａ超えレベルの冷延鋼板Ｎｏ．１−３０を製造した。焼鈍は表２に示す均熱温度で行った。一部の冷延鋼板には、電気亜鉛めっきライン（ＥＧＬ）でめっき処理を施した。こうした冷延鋼板を、最後に圧下率０．２−１．５％で調質圧延した。
そして、熱延鋼板と冷延鋼板のミクロ組織を走査型電子顕微鏡で観察し、フェライト相の粒径、低温変態相の体積率、低温変態相間の平均間隔を画像解析して求めた。また、ＪＩＳ５号引張試験片を用い、ｒ値やΔｒを計算した。さらに、ＪＩＳ５号引張試験片を用い引張試験を行い、圧延方向と直交する方向の強度ＴＳと伸びＥｌを求めた。張出し成形性を評価するために、２００ｍｍ×２００ｍｍの試験片を１５０ｍφの球頭ポンチを用いて張出し成形し、限界張出し高さを求めた。
結果を、表３に示す。
成分、フェライト相の粒径、低温変態相の体積率、｜Δｒ｜が全て本発明範囲内にある鋼板Ｎｏ．１−５、１０、１５、１６、１８、２０、２２、２３、２５−２８は、同一強度レベルで比較すると、こうした条件が本発明範囲外である比較例に比べて限界張出し高さが高く、張出し成形性に優れることがわかる。
なお、特開２００１−２０７２３７号公報や特開平２００２−３２２５３７号公報の実施例と同一条件で作製した比較例の鋼板Ｎｏ．７は、低温変態相の量は本発明範囲内であるが、Δｒが大きいため十分に高い限界張出し高さが得られない。これは熱間圧延後の冷却条件が大きく異なっているためと考えられる。
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【国際調査報告】
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