(57)【要約】      （修正有）【課題】成形性と衝突エネルギー吸収特性に優れた冷延鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１７％、Ｓｉ：０．００５〜１．５％、Ｍｎ：１．６〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下ならびにＴｉおよびＮｂの１種または２種を合計で０．０３〜０．２５％含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を備え、面積％で、フェライトおよびベイナイトを合計で８５％以上、残留オーステナイトを３．０〜１５％含有するとともに、前記フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１．５〜３．５μｍ、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８５〜１．０質量％であり、さらに前記フェライトとベイナイト中に粒径が１〜１５ｎｍの析出物を１００個／μｍ2 以上含有する鋼組織とし、引張強度は７００ＭＰａ以上とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１７％、Ｓｉ：０．００５〜１．５％、Ｍｎ：１．６〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下、ならびにＴｉおよびＮｂの１種または２種を合計で０．０３〜０．２５％含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を備え、面積％で、フェライトおよびベイナイトを合計で８５％以上、残留オーステナイトを３．０〜１５％含有するとともに、前記フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１．５〜３．５μｍ、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８５〜１．０質量％であり、さらに前記フェライトとベイナイト中に粒径が１〜１５ｎｍの析出物を１００個／μｍ2 以上含有する鋼組織を備え、引張強度が７００ＭＰａ以上であることを特徴とする冷延鋼板。
【請求項２】
前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＮｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
【請求項３】
下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を備えることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１または２に記載の鋼組成を備える鋼材に、仕上温度：８００℃〜９５０℃、巻取温度：４００〜７５０℃の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、オーステナイト単相組織となる状態で１０秒間以上保持し、次いでフェライトの析出開始温度が５００〜７００℃となる冷却条件で３７０〜５００℃の冷却停止温度域まで冷却し、その後３７０〜５００℃の温度域で３０秒間〜１０分間保持する熱処理を施す連続焼鈍工程。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車や各種産業機械などの構造部材の素材として好適であり、加工前の素材段階においては成形性に優れるとともに、加工後の部材段階においては衝突時のエネルギー吸収性に優れ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】
【０００２】
地球環境を保護すべくＣＯ２排出量 削減のためにたとえば自動車は、車体軽量化をさらに促進する必要がある。また、衝突安全性の向上の観点から、自動車用の構造部材には、薄い板厚で変形強度が高い材料が必要である。これらを背景として、高強度鋼板の適用拡大ならびに適用される素材強度の高強度化が求められている。最近では、自動車の衝突安全性をもっとも支配するフレームにおいても引張強度７００ＭＰａを超える、いわゆる高強度鋼板の適用に対する要望が強い。ここに、自動車のフレームとは、自動車用の衝撃吸収部材の代表的なもので、いわゆるサイドメンバーと云われる部材である。なお、その他、自動車用衝撃吸収部材としては、フロントフレームやクラッシュボックスなども例示される。
【０００３】
このような要望を満足するため、鋼板には、部品成形時の成形性は当然のこと、部品組み立て時の溶接性、さらには組み立て後、実際に衝突の際の、例えば溶接部破断、母材破断が生じることなく塑性変形して衝突エネルギーを吸収する、安定した衝突時のエネルギー吸収性が求められる。
【０００４】
（１）成形性に優れた高強度薄鋼板として、フェライトを主相とし、マルテンサイトやベイナイト等の低温変態相を第二相とする複合組織鋼板が提案されている。特許文献１には、フェライトを主相とする複合組織を有し、引張強度が７８０MPa (８０ｋｇｆ／ｍｍ２)以上で降伏比が６０％以下の溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板は、引張強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が約１３０００〜２５０００ＭＰａ・％という成形性を示している。しかしながら、このように、硬質な低温変態相を利用した高強度薄鋼板は、硬質相と軟質相の界面で亀裂が形成しやすくなるので、例えば、局部延性に大きく支配される曲げ性能は劣化する。さらに、溶接時に熱影響部の硬質相が軟化する、いわゆるＨＡＺ軟化が生じるので、耐溶接部破断性も十分でないという問題がある。
【０００５】
亀裂発生を抑制するためには、硬度差が小さい均一組織にする必要があり、また、溶接時にＨＡＺ軟化を起こし難くするためには、硬質相の利用をできるだけ抑える必要がある。したがって、硬質相を利用する変態強化でない析出強化を積極的に活用した鋼板が提案されている。
【０００６】
（２）特許文献２には、引張強度が４４０MPa (４５ｋｇ／ｍｍ２)以上で降伏比が８０％以上の非複合組織の高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板は、炭窒化物形成元素であるＴｉとＮｂを添加し、連続焼鈍中にフェライトとオーステナイト相の二相組織にすることによって、引張強度が７００ＭＰａ以上で降伏比が８０％以上の高強度を示している。しかしながら、ＴｉとＮｂを添加した鋼を二相組織となる温度で焼鈍すると、バンド組織となり機械特性のばらつきが大きくなり、材質安定性に問題がある。
【０００７】
（３）特許文献３には、粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散したフェライト単相組織を有し、引張強度が５５０ＭＰａ以上の薄鋼板が開示されている。この鋼板は、熱間圧延条件を最適化することにより、７００ＭＰａ以上の引張強度を確保した上、引張強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が１７０００ＭＰａ・％以上という成形性を示している。しかしながら、熱延鋼板に比べて薄物が可能で、表面粗度と板厚制御性に優れる冷延鋼板の製造プロセスを考慮すると、多量の炭窒化物形成元素を添加すると再結晶温度の上昇が起こり、高温焼鈍が必要となるために、析出物の粗大化や冷延焼鈍鋼板の組織が粗粒となり成形性がかえって劣化するという問題がある。
【０００８】
（４）特許文献４には、析出強化と変態強化を併せて利用した低降伏比高強度熱延鋼板が開示されている。しかしながら、硬質なマルテンサイト相を利用しているので、特許文献１の課題同様、局部延性が支配する曲げ性が劣化する問題がある。
【０００９】
（５）特許文献５には、０．１２〜０．５５重量％のＣと、０．４〜１．８重量％のＳｉと、０．２〜２．５重量％のＭｎのほか、必要により適量のＰ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏの１種または２種以上を含む鋼板をフェライト＋オーステナイトの二相域に加熱した後、冷却途中の３５０〜５００℃の温度域で３０秒〜３０分保持することでフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの混合組織の実現方法が開示されている。
【００１０】
また、特許文献６には、０．３０〜０．５５重量％のＣと、０．７〜２．０重量％のＳｉ、０．５〜２．０重量％のＭｎを含有する熱延鋼板ならびに冷延鋼板をオーステナイト単相域に加熱した後、６５０〜７５０℃に４〜１５秒間保持した後、冷却過程の４５０〜６５０℃の温度域内に合計１０〜５０秒の保持を行い、マルテンサイトあるいはベイナイト中に体積率で１０％以上のフェライトと１０％以上の残留オーステナイトを含む残留オーステナイトの加工誘起変態（ＴＲＩＰ）を利用した素材の一様変形能を高めた鋼板が開示されている。
【００１１】
しかしながら、これらのいずれの場合にあっても、得られる鋼板は、加工誘起変態後は硬質なマルテンサイトを含んだ組織となるため、局部延性が支配する曲げ性が劣化する問題がある。さらに、成形後の部材性能を考慮すると、これらの鋼板を素材として成形加工後に得られる部材では、十分な衝突時のエネルギー吸収性が得られない。
【特許文献１】特開平４−２３６７４１号公報
【特許文献２】特開平１０−２７３７５４号公報
【特許文献３】特開２００２−３２２５３９号公報
【特許文献４】特開平５−１７９３９６号公報
【特許文献５】特開昭６１−１５７６２５号公報
【特許文献６】特開昭６０−４３４６４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
鋼板を成形加工した袋状あるいは筒状の部材は、例えば、溶接により継目部が一体に接合されており、その断面が閉断面形状となるように組み立てられたのちに自動車に装着される。本明細書ではこれを単に閉断面部材というときもある。そこで、実際に衝突の際の閉断面部材の変形態様と鋼板に求められる材料特性の関係について説明する。
【００１３】
図１は、衝突試験に供する閉断面形状の筒状部材の変形態様の模式図である。
衝突試験で筒状部材に荷重が加わる衝突方向を軸方向とした場合、軸方向に対する部材の垂直断面は、剛性の高い稜線部と剛性の低い稜線間の平面部によって構成されている。衝突時に軸方向に荷重が作用した場合、断面内で剛性の低い平面部は、断面外方向へ弾性たわみを生じ、剛性の高い稜線部においては軸方向に圧縮ひずみを生じる。その後、圧壊の進行とともに、稜線部板厚方向で、圧縮ひずみの発達挙動に差が生じ、稜線部での曲げ変形、いわゆる塑性座屈（稜線部が折れ曲がるように塑性変形する）が生じる。次に、稜線部座屈起点から平面部にかけて、座屈によって形成されたしわが成長することで平面部においても曲げ変形が発生する。その後、平面部のしわは圧壊の進行とともに押しつぶされ、しわが重なり、他の稜線部位における塑性座屈発生へと移行する。
【００１４】
このように衝突時の軸圧壊変形（塑性座屈変形）では、稜線部において局所的な曲げ変形を含んだ塑性変形が繰り返される。この局所的な曲げ変形には、変形に耐えるだけの局部延性が必要となってくる。
【００１５】
一般に、高強度化に伴い局部延性が低下する。したがって、高強度鋼板を成形した部材に対し、衝突時と同様の変形を与えると、局所的な曲げ変形に耐えられず当該部位（座屈発生部位）に割れが発生しやすい。このような割れの発生は、変形荷重の低下を招き、所望のエネルギー吸収性が得られなくなる。
【００１６】
また、閉断面化を溶接により実施している場合、その溶接部が破断した場合も、変形モードの乱れを招き、連続的な塑性座屈発生を実現することができなくなり、所望のエネルギー吸収能を得ることができなくなる。
【００１７】
一方、高強度化に伴い加工硬化特性が低下すると変形モードの乱れを招き、衝突試験において連続的な細かい塑性座屈の発生を実現することができなくなり、破断に至らないまでも、大きな曲げ変形が起こり、筒状部材が大きく湾曲して変形してしまい、所望のエネルギー吸収性が得られなくなる。本明細書ではこれを衝突時の変形モードの「崩れ」と称する。「崩れのない」連続的な細かい塑性座屈が衝突時のエネルギー吸収性の上からは好ましい。
【００１８】
したがって、優れた衝突時のエネルギー吸収性を有する部材を得るには、成形加工後の部材段階においても高い局部延性を有し、座屈発生部位に割れが見られず、しかも「崩れ」のない塑性座屈を呈するとともに優れた耐溶接部破断特性(衝突時、閉断面を構成している溶接部が破断してしまうことを防止する特性)を有する鋼板を素材として使用することが重要である。後述する図4―1(a)では、衝突試験で曲げ部が一部破断した様子が示されており、図４−2(a)、(b)には「崩れ」のない場合、「崩れ」が見られる場合についてそれぞれ側壁の変形の様子が断面模式図で示されている。
【００１９】
このように、車体軽量化促進ならびに衝突安全性向上の要望を満足するための高強度鋼板には、部材への成形加工時の成形性、部材の組み立て時の溶接性に優れているとともに、そして部材の衝突変形時に塑性座屈部位の局所的な曲げ変形においても破断が生じず、また溶接部破断も生じず、所望の安定した衝突時のエネルギー吸収性を得ることが必要不可欠である。
【００２０】
そこで、本発明は、従来から提案されている高強度鋼板の課題である局部延性が劣ることによる成形性不足、成形加工後の部材の衝突時の曲げ変形部位での破断、ならびに組み立て時の溶接性、衝突時の溶接部破断を解決することを目的としている。
【００２１】
より具体的には、本発明の目的は、部材への成形加工時の成形性と、成形加工後の部材段階における衝突時のエネルギー吸収性とに優れた高強度鋼板とその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００２２】
本発明者らは、鋼組成、鋼組織、製造条件の検討を重ねた結果、鋼組成と製造条件を適正範囲に調整することによって、面積％で、フェライトおよびベイナイトを合計で８５％以上、残留オーステナイトを面積率３．０〜１５％含有し、前記フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１．５〜３．５μｍ、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８５〜１．０質量％であり、さらに前記フェライトとベイナイト中に粒径が１〜１５ｎｍの析出物を１００個／μｍ２以上含む鋼組織とすることによって、高強度を維持したまま、部材への成形性と成形加工後の部材の衝突時の吸収エネルギー性に優れた高強度鋼板が得られることを見出した。
【００２３】
すなわち、部材への良好な成形性を実現し、成形加工後の部材段階における衝突時の変形による割れを抑制するには、鋼板の局部変形能を向上させる必要がある。局部変形能を向上させるには鋼組織を構成する相や組織の硬度差の低減ならびに鋼組織の均一性を向上させる必要がある。しかし、本発明が対象とする高強度冷延鋼板は、フェライト単相組織としたのでは目的とする強度レベルを実現することができないため、ベイナイト等のいわゆるフェライト相以外を含んだ複合組織にせざるを得ない。
【００２４】
したがって、限りなくフェライトとベイナイトを主体とした均一組織としたうえで、局部変形能を劣化させない第２相を有する混合組織とする必要がある。その局部変形能を劣化しない第２相としては、微量な残留オーステナイト相であって、オーステナイト中のＣ濃度が通常の残留オーステナイト鋼におけるオーステナイトのＣ濃度より低く、残留オーステナイト鋼としては不安定な残留オーステナイトが有効であることを見出したのである。
【００２５】
すなわち、成形加工時には、不安定な残留オーステナイトによるＴＲＩＰ現象により成形性を向上させる。また、成形加工後の部材段階における衝突時には、Ｃ濃度が低い不安定な残留オーステナイトから生成されるマルテンサイトの硬度が通常の残留オーステナイト鋼の残留オーステナイトから生成されるマルテンサイトの硬度よりも低い。これによって、主相との硬度差が小さい鋼組織が実現でき、部材段階においても局部延性に優れるのである。
【００２６】
このようにして、部材への成形加工時の成形性と成形加工後の部材段階における衝突時のエネルギー吸収性とに優れる高強度鋼板が得られる。
なお、従来から知られている残留オーステナイト鋼の成分系により、ベイナイト変態が生じる温度域を最適条件からずらすことにより不安定な残留オーステナイトを得たとしても、鋼組織の均一性およびオーステナイト中のＣ濃度を本発明が規定する範囲内とすることはできず、本発明が目的とする特性を得ることはできない。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、引張強度が７００ＭＰａ以上の高強度を有し、衝突時のエネルギー吸収性、成形性に優れた高強度冷延鋼板を製造することができるので、自動車の車体部品の軽量化や衝突安全性の向上に寄与する効果は大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
以下に本発明で規定した諸条件について説明する。まず、鋼組成の限定理由について説明する。なお、鋼組成に関する％は特に断らないかぎり質量％を意味する。
（Ｃ：０．０６〜０．１７％）
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト相を生成させ、鋼板の高強度化と鋼板を成形した部材の衝突時のエネルギー吸収性向上に有効に作用する。後述のようにＴｉ、Ｎｂを含む場合、マルテンサイトに比べて軟質なフェライトとベイナイトが冷却中に生成しやすくなるので、引張強度７００ＭＰａ以上を確保するために、少なくとも０．０６％以上含有させる。ただし、０．１７％超含有させると溶接性が劣化する。このため、Ｃ量を０．０６〜０．１７％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０８％以上０．１５％以下である。
【００２９】
（Ｓｉ：０．００５〜１．５％）
Ｓｉは固溶強化にて強度を向上させ、フェライト変態を促進して延性等を向上させる元素である。本発明では０．００５％以上含有させる。ただし、１．５％超含有させるとスポット溶接した際のナゲット部が硬化し靱性が劣化する。このため、Ｓｉ量を０．００５〜１．５％とした。なお、好ましくは０．２％以上０．８％以下である。
【００３０】
（Ｍｎ：１．６〜３．０％）
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、Ａｃ３変態点およびＡｒ１変態点を低下させる。連続焼鈍中のオーステナイト単相域焼鈍を容易にするために、１．６％以上含有させる。ただし、３．０％超含有させると、硬質相主体の組織となるため延性が劣化する。このため、Ｍｎ量を１．６〜３．０％とした。好ましくは１．８％以上２．８％以下である。
【００３１】
（Ｐ：０．０２％以下）
Ｐは不可避的不純物であり、過多に含有させると不均一なバンド状組織となり加工性が劣化する。このため、Ｐ量を０．０２％以下とした。なお、好ましくは０．０２０％以下である。Ｐ量は低い方が好ましいが、コストの観点からは０．００５％以上とすることが好ましい。
【００３２】
（Ｓ：０．００５％以下）
Ｓは鋼中で硫化物として存在し、本発明が対象とする局部変形能の向上に大きな影響を及ぼす元素である、このため、Ｓ量をできるだけ低減させるのが望ましいが、０．００５％以下であれば、本発明で目的とするような特性にも悪影響を及ぼさない。なお、好ましくは０．００３％以下である。
【００３３】
（Ａｌ：０．５％以下）
Ａｌは鋼を脱酸させるために添加される元素であり、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させるのに有効に作用する。ただし、０．５％超含有させると酸化物系介在物が増加するために表面性状や成形性が劣化する。また、鋼板をフラッシュバット溶接する際に酸化物が抜け切らずに溶接部強度が不足して冷間圧延等の通板時に破断する可能性が生じる。またコスト高ともなるので、Ａｌ量を０．５％以下とした。なお、好ましくは０．０２〜０．３％である。
【００３４】
（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは不可避的不純物であり、過多に含有させると粗大な窒化物が析出するため成形性が劣化する。このため、Ｎ量をできるだけ低減させるのが望ましいが、０．０１％以下であれば、本発明で目的とするような高強度材でも成形性に悪影響を及ぼさない。このため、Ｎ量を０．０１％以下とした。なお、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。
【００３５】
（Ｔｉ、Ｎｂ：１種または２種を合計で０．０３〜０．２５％）
これらの元素は本発明で重要な元素の一つであり、炭化物を形成させ鋼を強化する析出強化ならびに結晶粒微細化、さらにはフェライト変態の促進により適正な残留オーステナイトを生成しやすくするのに有効に作用する。また、スポット溶接した際、ＨＡＺ軟化を起こし難くする効果がある。
【００３６】
その効果は０．０３％未満では、十分得られない。そこで、少なくとも合計で０．０３％以上含有させる。ただし、合計で０．２５％超含有させると、鋼中の析出物が粗大化し、目的とする局部延性の劣化を招いたり、７００ＭＰａ以上の引張強度を確保するのが困難となる。好ましくは０．０３〜０．２０％である。
【００３７】
（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ：  それぞれ０．５％以下）
本発明の骨格となる上記主要元素に加えて、強度上昇、ベイナイト変態条件の変化を目的として、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの１種または２種以上をそれぞれ０．５％以下の範囲で適宜含有させてもよい。強度上昇、ベイナイト変態条件の変化をより確実に実現するには含有させる元素の含有量をそれぞれ０．０２％以上とすることが好ましい。
【００３８】
なお、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織の限定理由について説明する。なお、鋼組織に関する「％」は、特に断らないかぎり面積％を意味する。
【００３９】
上記した組成を有する本発明の高強度冷延鋼板は、フェライトおよびベイナイトを主相とし、面積率で、フェライトおよびベイナイトを合計で８５％以上、残留オーステナイトを３．０〜１５％含有するとともに、前記フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１．５〜３．５μｍ、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８５〜１．０質量％であり、さらに前記フェライトとベイナイト中に粒径が１〜１５ｎｍの析出物を１００個／μｍ２以上含有する鋼組織である。
【００４０】
（残留オーステナイトの面積率：３．０〜１５％、オーステナイト中のＣ濃度：０．８５〜１．０質量％）
本発明で、もっとも重要な残留オーステナイトの面積率および残留オーステナイト中のＣ濃度は、下記理由により限定する。残留オーステナイト面積率が３．０％未満では、ＴＲＩＰ効果による成形性改善効果が少なく、また、１５％超では、ＴＲＩＰにより生成するマルテンサイトの量が多くなり、その組織界面にてマイクロクラック発生箇所が多くなり、局部延性に悪影響を及ぼし、部材への成形加工時の曲げ性や、成形加工後の部材段階における衝突時のエネルギー吸収性が劣化する。
【００４１】
一方、オーステナイト中のＣ濃度が０．８５質量％未満では、軽度の塑性歪みによってＴＲＩＰが生じてしまうため、ＴＲＩＰ効果による成形性向上効果が十分に得られない。また、１．０質量％超では、ＴＲＩＰにより生成するマルテンサイトの硬度が過剰に高くなり、その組織界面にてマイクロクラック発生が容易となり、部材への成形加工時の曲げ性および成形加工後の部材段階における衝突時のエネルギー吸収性に悪影響を及ぼす。
【００４２】
このため、残留オーステナイトの面積率を３．０〜１５％、オーステナイト中のＣ量を０．８５〜１．０質量％とする。
（フェライトとベイナイトの合計面積率：８５％以上）
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、面積率で評価した分率で、フェライトとベイナイトを合計８５％以上含む。フェライトとベイナイトが面積率で合計８５％以上含むことにより、所望の残留オーステナイト体積率、残留オーステナイト中のＣ量が得られ、衝突特性、成形性を劣化させることなく７００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが可能になる。
【００４３】
（フェライトおよびベイナイトの平均粒径：１．５〜３．５μｍ）
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、フェライトおよびベイナイトの平均粒径を１．５〜３．５μｍとする。フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１．５μｍ未満になると、残留オーステナイトが微細に分散してしまい、その結果、残留オーステナイト中のＣ濃度の過剰な上昇を招く。一方、３．５μm 超では、本発明で規定する鋼組成では安定して７００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。このため、フェライトおよびベイナイトの平均粒径を1.5〜3.5μm とする。
【００４４】
本発明において、フェライトとベイナイトの面積率、それらの平均粒径、残留オーステナイトの面積率は、例えば、鋼組成、熱間・冷間圧延条件、そして熱処理条件等を調整することで本発明の範囲内とすることができ、残留オーステナイトのＣ量も例えば、鋼組成のＣ含有量そして熱処理時のＣ拡散量を制御すること等により調整することができる。
【００４５】
（粒径が１〜１5ｎｍの析出物密度：１００個／μｍ２以上）
また、本発明鋼板の組織は、フェライトおよびベイナイトの粒内中に粒径が１〜１5ｎｍの析出物を１００個／μｍ２以上の密度で含有する。粒径が１5ｎｍ超の析出物は強化に有効に作用しない。また、粒径が１〜１5ｎｍの析出物が１００個／μｍ２未満では強化量が小さくなり、所望の強度が得られない。このときの析出物はＴｉおよび／またはＮｂの炭窒化物であり、熱間圧延後の巻取り、ならびに、連続焼鈍時の加熱、冷却に由来して析出するものであり、硬質で微細な析出物であるために、ＴＳ、ＹＳ等の機械特性の上昇に大きく寄与するものである。
【００４６】
フェライトおよびベイナイトの粒内に粒径が１〜１5ｎｍの析出物を１００個／μｍ２以上の密度で分散させるには、Ｔｉ、Ｎｂ等の合金元素を適量含有するとともに、後述する熱間圧延条件、焼鈍、および焼鈍後冷却条件を適正に制御することが好ましい。なお、粒径が１〜１5ｎｍの析出物の密度の上限は、設備能力から自ずと制約されるものであり、その範囲内においては特に規定する必要はないものであるが、理論計算からは、通常、ほぼ１０００個／μｍ２以下である。
【００４７】
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
上記した鋼組成の溶鋼を転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とするのが望ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼素材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、あるいは、わずかの保熱を行った後、直ちに圧延する直接圧延を行うか、あるいは、一旦、鋼素材を冷却した後に再加熱して圧延を行ってもよい。
【００４８】
（鋼素材の再加熱温度：１０５０〜１３００℃）
再加熱する場合には、成形性を劣化させないためにＴｉＣやＮｂＣを再固溶させる必要がある。このような効果は、本発明では、１０５０℃以上に加熱することで認められるが、１３００℃以上に加熱しても効果が飽和するだけでなく、スケールロスが増加する。このため、このときの鋼素材の再加熱温度を好ましくは１０５０℃〜１３００℃とする。換言すれば、熱間圧延の開始温度は好ましくは１０５０℃〜１３００℃である。
【００４９】
また、前記再固溶を確実に行うためには加熱時間を１０分以上とすることが好ましく、過度のスケールロスを抑制するために３時間以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、３０分間以上２時間以下である。もちろん、直送圧延または直接圧延を行う場合、ＴｉＣ、ＮｂＣが固溶している限り、そのまま圧延を開始すればよいが、その場合にも圧延開始温度としては、好ましくは１０５０〜１３００℃とする。
【００５０】
（仕上温度：８００〜９５０℃）
本発明では、仕上温度を８００℃〜９５０℃の範囲とする。仕上温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、組織が不均一なバンド組織となり、連続焼鈍後の鋼板の成形性が劣化する。一方、９５０℃を超えると、その後の冷却で粒成長が生じ、均一微細な組織が得られない。
【００５１】
（巻取温度：４００〜７５０℃）
本発明では、巻取温度を４００〜７５０℃の範囲とする。巻取温度が４００℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。また、巻取温度が７５０℃を超えると、析出物が粗大化して冷間圧延および連続焼鈍後の強度確保が困難になるとともに成形性が劣化する。
【００５２】
熱延鋼板は通常の方法で酸洗を施された後に冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。連続焼鈍後の鋼板の組織を微細化するためには、冷間圧延の圧下率は４０％以上とするのが好ましい。
【００５３】
（冷延鋼板の加熱温度：冷延鋼板がオーステナイト単相組織となる温度以上）
冷延鋼板の焼鈍は連続焼鈍とし、冷延鋼板がオーステナイト単相組織となる温度以上（オーステナイト単相化温度）になるまで加熱する。一旦、冷延鋼板をオーステナイト単相組織にすることにより、連続焼鈍後の組織を均一微細とする。加熱温度がオーステナイト単相化温度未満では、冷延組織の影響が残りバンド組織となり加工性が著しく劣化する。
【００５４】
（冷延鋼板の焼鈍条件：オーステナイト単相状態で１０秒間以上保持する）
オーステナイト単相化温度以上の範囲に加熱した後、オーステナイト単相組織の状態に１０秒間以上保時する。保持時間が１０秒間未満であれば、置換型元素であるＭｎ等の偏析が残存し、連続焼鈍後の鋼板の組織が不均一となる。このため、冷延鋼板の焼鈍条件をオーステナイト単相状態で１０秒間以上保持するとした。なお、長時間のオーステナイト単相組織の保持はオーステナイト粒径の粗大化を起こし、連続焼鈍後の組織を微細にすることが困難になるので、保持時間は３００秒間以下とすることが好ましい。
【００５５】
（冷延鋼板の冷却条件：フェライトの析出開始温度が５００〜７００℃となる冷却条件で、３７０〜５００℃の温度域まで冷却する）
オーステナイト単相状態から、フェライトの析出開始が５００℃〜７００℃となる冷却条件で、３７０〜５００℃の冷却停止温度域まで冷却する。
【００５６】
フェライトが７００℃超で析出開始すると、結晶粒の粗大化や軟質なフェライト相が生成するため７００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となり、さらには冷却速度が低いことに起因してパーライトが生成してしまい目的とする不安定な残留オーステナイトを得ることが困難となる。５００℃未満では硬質なフェライト相が生成するため良好な延性を確保できなくなる。このため、フェライトの析出開始温度が５００〜７００℃となる冷却条件とする。
【００５７】
本発明では、上述のような冷却条件で、３７０〜５００℃、好ましくは３８０〜４９０℃の冷却停止温度域まで冷却する。冷却停止温度をこのような狭い範囲に制御することにより、硬質マルテンサイトの生成を抑制することができ、連続焼鈍後の降伏比を高くすることができる。冷却停止温度を３９０〜４５０℃とするのがより好ましい。
【００５８】
（冷却停止温度後の条件：３７０〜５００℃の温度域に３０秒間〜１０分間保持）
冷却停止温度まで連続冷却した後、３７０〜５００℃、好ましくは３８０〜４９０℃の温度域に３０秒間〜１０分間保持し、その後に室温まで冷却する。通常は冷却停止温度そのままの温度で保持するが、このときの保持温度は上記冷却停止温度範囲内である趣旨である。オーステナイト相を分解させベイナイトを生成させるために、このときの保持時間は３０秒間以上とする。ただし、１０分間超保持することはエネルギーの無駄や生産性の低下につながる。
【００５９】
さらに、耐食性が求められる場合には、鋼板表面に溶融金属めっきや電気めっきを施してもよい。めっき種は耐食性向上に適うものであれば特に限定されない。めっき種としては犠牲防食作用を有する亜鉛または亜鉛合金が好ましいが、アルミニウムやアルミニウム合金といった他のめっきでも構わない。
【００６０】
このように、鋼組成の調整、熱間圧延と冷間圧延後の連続焼鈍条件の適正化により、面積率で、フェライトおよびベイナイトを合計で８５％以上、残留オーステナイトを３〜１５％含有し、前記フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１．５〜３．５μｍ、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８５〜１．０質量％であり、さらに前記フェライトとベイナイト中に粒径が１〜１０ｎｍの析出物を１００個／μｍ２以上とする鋼組織を得ることができ、引張強度７００ＭＰａ以上で、成形性、衝突時のエネルギー吸収性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。
【００６１】
本発明を自動車用材料として説明してきたが、自動車に限らず各種産業機械などにおいても同様の特性は要求されることから、これまでの説明から当業者には明らかなように、本発明にかかる材料は自動車用に制限されるものではない。
【００６２】
ここに、本発明にかかる鋼板の「成形性」は、降伏比および伸び(El)の値により、「衝突時のエネルギー吸収性」は、衝突試験の破断の有無および「崩れ」の有無により、「組み立て時の溶接性」は、スポット溶接性試験より、そして、「衝突時の溶接部破断」は、同じく衝突試験の破断の有無により、それぞれ評価するものである。
【００６３】
したがって、本発明の実施例を説明する前に、衝突試験について図１に基づいてさらに説明する。
【予備衝突試験】
【００６４】
本発明者は、衝突性能を調査すべく表１に示す化学組成の９８０ＭＰａ級高強度鋼ａ、比較として５９０ＭＰａ級高強度鋼ｂを用いて、図２に示すような部材をプレス成形し、その後溶接して部材を製作し、落錘型試験設備を用いて、衝突速度２４ｋｍ／ｈの条件で部材長手方向に８００ｋｇの錐体を落下させ、衝突時の変形荷重をおよび変形後の形態を調査した。
【００６５】
本例における衝突試験の供試材である筒状部材は、図２に、写真で示すもので、溶接により閉断面形状としたもので、その形状、寸法は次の通りであった。
板厚さ:  1.2mm
高さ:  170mm
閉断面形状:  凹部導入矩形筒形
また、溶接条件は次の通りであった。
横部:  スポット溶接
電極先端:  60φ、40R、クロム銅
電源:  交流
加圧:  250kg
電流:  9kA
通電時間:  14サイクル
試験にて得られた変形荷重曲線を図３に、変形後の形態写真を図４−１にそれぞれ示す。
図３から分かるように、鋼ｂの場合、変形全域で比較安定したフラットな変形荷重を示しているのに対し、鋼ａの場合は、変形変位６０ｍｍ以降変形荷重が低下する結果を示した。また図４−１の変形形態からも、鋼ｂは非常に細かい座屈しわが生成し、安定した変形形態を示すのに対し、鋼ａの部材は、座屈しわの乱れを確認でき、変形中の破断において、安定した塑性座屈を発生させることができず、生成した座屈しわに乱れを生じたことが判明した。また高速ビデオ画像との対応からも、変形中の破断発生から変形の乱れ、塑性座屈の不安定化が確認でき、変形荷重の低下を発生要因が判明した。
【００６６】
このような衝突試験の結果を、本明細書では衝突特性として破断の有無(溶接部の破断、材料の破断の両者を含む)で評価し、さらに、細かい座屈じわの生成した場合とそれが大きく曲げ変形した場合とにそれぞれ対応する「崩れなし」、「崩れ」により評価した。
【００６７】
図４−1は、衝突後の成形品外観写真であり、図４―1(a)は、一部拡大して示す鋼ａの衝突後部材側面、図４―1(b)は鋼ａの衝突後部材断面内、図４―1(c)は鋼bの衝突後部材断面内をそれぞれ示し、図４−２(a)は、成形品が衝突試験で微細に折り畳まれるように塑性変形する「崩れなし」のときの側壁部の断面の模式図、そして図４−２(b)は、同じく「崩れあり」のときの側壁部の断面の模式図である。
【００６８】
「崩れ」が発生すると、図4−２(b)の模式図が示すように、座屈じわの数が少なく、衝突試験後の部材は軸方向から傾くので、容易に「崩れ」の有無を判別できる。実際、「崩れ」であった部材（供試材）は矢印の方向に傾き、「崩れなし」であった部材（供試材）より座屈じわの数が少なかった。
【実施例１】
【００６９】
表２に示す鋼組成を有する鋼片を１２５０℃に加熱し、表３に示す条件で熱間圧延をした後、巻取を行い、その後、冷却を行って熱延鋼板（板厚３．２ｍｍ）とした。次いで、熱延鋼板に酸洗、そして１．０ｍｍまでの冷間圧延を施し冷延鋼板とした。その後、冷延鋼板を１０℃／ｓの加熱速度で表２に示す温度まで加熱し、６０ｓ間保持して、焼鈍後、３℃／ｓで６６０℃まで徐冷却し、６６０℃から表２に示す冷却停止温度まで６０℃／ｓで冷却し、当該温度で１８０ｓ保持した。
【００７０】
表２に示す成分を有する鋼片の各種熱処理条件におけるオーステナイト単相化の確認とフェライト析出開始温度を測定するとともに、得られた冷延焼鈍鋼板について、組織観察、Ｘ線による残留オーステナイト量、オーステナイト中のＣ濃度の測定、引張試験、そして本材料を用いて、上記図２と同様の部材製作、落錘試験を実施し、衝突変形後の座屈しわの形態を比較した。
【００７１】
衝突試験以外の各種製造材料評価の試験方法を下記に示す。
（実験方法）
（オーステナイト単相化の確認とフェライト析出開始温度を測定）
各種冷延鋼板から試験片を採取し、表３に示すで熱処理を行った際の膨張率変化を解析することによって、オーステナイト単相化の確認とフェライト析出開始温度を測定した。
【００７２】
（組織観察）
各種冷延焼鈍鋼板の圧延方向および圧延方向と圧延直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向と直角方向断面の組織を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡で撮影し、画像解析により各相の分率および各相の粒径を測定した。粒径の測定は、圧延方向断面および圧延方向と直角方向断面で板厚の全厚について、ＪＩＳＧ０５５２の交差線分法の規定に準拠して測定し、それらの平均値で表した。
【００７３】
（残留オーステナイト量およびオーステナイト中のＣ濃度）
各種冷延焼鈍鋼板に０．２５ｍｍ分減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面に対しＸ線回折を施し、残留オーステナイト量を算出し、そしてその結果をもとにオーステナイト中のＣ濃度を算出した。
【００７４】
（析出物の粒径および密度）
析出物粒径と密度の測定は、電子顕微鏡のレプリカ法を採用し、各試料につき倍率１０万倍で５視野を撮影し、円換算粒径で算出し、そして粒径が１〜１５ｎｍの析出物の全個数を測定し、その個数を撮影視野の面積で割り、密度を算出した。
【００７５】
（引張試験）
各種冷延焼鈍鋼板の圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度(ＹＳ)、引張強度(ＴＳ)、伸び(Ｅｌ)を調査した。
【００７６】
（スポット溶接性試験）
スポット溶接性は、溶接電極の先端径を６ｍｍ、交流電源、加圧力を２５０ｋｇ、電流を９ｋＡ、通電時間を１４サイクルの条件で行った。溶接後、ＪＩＳＺ３１３６の引張せん断試験による引張荷重（ＴＳＳ）とＪＩＳＺ３１３７の十字引張試験による引張荷重（ＣＴＳ）を測定し、ＪＩＳＺ３１４０に規定されているＴＳＳを満たし、かつ、延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が０．３５以上を満たすものを良好とした。
【００７７】
（試験結果の説明）
これらの結果を表４に示す。本発明例の鋼板は、面積％で、フェライトおよびベイナイトを合計で８５％以上、残留オーステナイトを３．０〜１５％含有し、前記フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１．５〜３．５μｍであり、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８５〜１．０質量％であり、さらに前記フェライトとベイナイト中に粒径が１〜１５ｎｍの析出物を１００個／μｍ２以上含み、引張強度が７００ＭＰａ以上、降伏比が０．７以上、Ｅｌ値が１５％以上の成形性を有する高強度冷延鋼板であり、成型加工後の部材は衝突試験時に破断や崩れが発生しない。
【００７８】
これに対し、比較例の鋼板Ｎｏ．１は、鋼組成、つまり化学成分が本発明範囲から外れており、ベイナイト主体の組織となるために、衝突時においても破断が生じ、変形モードが乱れるとともに、スポット溶接性が悪いだけでなく、衝突時において溶接部も破断が生じる。また、鋼板Ｎｏ．２は、化学成分と製造条件が本発明の範囲から外れており、硬質相がマルテンサイト相主体となるため降伏比が低く衝突変形においても破断を生じとともに、スポット溶接性が悪いだけでなく、衝突時において溶接部も破断が生じる。また、鋼板Ｎｏ．３は、化学成分が本発明範囲から外れており、ベイナイト主体の組織となるために加工性が悪いとともに、スポット溶接性が悪いだけでなく、衝突時において溶接部も破断が生じる。また、鋼板Ｎｏ．４、７は、化学成分が本発明範囲からを外れており、狙いとする性能が確保できていないとともに、スポット溶接性が悪いだけでなく、衝突時において溶接部も破断が生じる。また、鋼板Ｎｏ.１１は、化学成分が、鋼板Ｎｏ．１４、１５、２０、２２は、製造条件が本発明範囲からを外れており、狙いとする性能が確保できていない。
【００７９】
また、鋼板Ｎｏ．２６は、良好な延性を示しているが残留オーステナイト量も１８％、オーステナイト中のＣ濃度も１．００％を超えており、衝突変形においては塑性座屈による局所的な曲げにおいて破断を生じ、変形モードが乱れているとともに、スポット溶接性が悪いだけでなく、衝突時において溶接部も破断が生じる。
【００８０】
【表１】
2008231541.tif 000002
【００８１】
【表２】
2008231541.tif 000003
【００８２】
【表３】
2008231541.tif 000004
【００８３】
【表４】
2008231541.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００８４】
【図１】衝突試験において供試材である筒状部材に衝撃荷重を加えたときの衝突時の部材変形の模式図であり、図１(a)は衝突直後、図１(b)は衝突初期、図１(c)は衝突後のそれぞれの模式図である。
【図２】図１の衝突試験に用いた模擬成形品の側面を示す写真である。
【図３】衝突試験時の荷重変位曲線を示す。
【図４−１】図４−１は、衝突後の成形品外観写真であり、図４−１(a)は鋼ａの衝突後部材側面、図４−１(b)は鋼ａの衝突後部材断面内、図４−１(c)は鋼bの衝突後部材断面内をそれぞれ示す。
【図４−２】図４−２は、「崩れあり、なし」の場合を示す模式的説明図であり、図４−２(a)は、「崩れなし」の場合を説明する模式図であり、 図４−２(b)は、「崩れあり」の場合を示す模式図である。
【図１】
2008231541.tif 000006
【図２】
2008231541.tif 000007
【図３】
2008231541.tif 000008
【図４−１】
2008231541.tif 000009
【図４−２】
2008231541.tif 000010