(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、化学成分が、Ｃ：０．１％〜０．１２５％、Ｓｉ：０．４％〜０．８％、Ｍｎ：２．６％〜２．９％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％であり、残部がＦｅおよびその他の不可避的不純物であり、かつ、１．７３×［Ｃ］×［Ｍｎ］＋［Ｓｉ］≧１、［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］×３≧０．０４７を満たし、
前記二相鋼板の組織形態が、微細かつ均一なマルテンサイト＋フェライトの二相組織であり、少なくとも７５％以上のマルテンサイト及び残部のフェライトからなり、マルテンサイトの結晶粒径が５μｍ以下で、フェライトの結晶粒径が５μｍ以下である、
低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板。
【請求項２】
前記Ｃ含有量が好ましくは０．１１％〜０．１２５％であることを特徴とする請求項１に記載の低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板。
【請求項３】
前記Ｓｉの含有量が好ましくは０．５％〜０．７％であることを特徴とする請求項１に記載の低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板。
【請求項４】
前記Ｍｎ含有量が好ましくは２．７％〜２．８５％であることを特徴とする請求項１に記載の低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板。
【請求項５】
前記Ａｌの含有量が好ましくは０．０１５〜０．０４５％であることを特徴とする請求項１に記載の低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板。
【請求項６】
前記Ｎｂの含有量が好ましくは０．０１５％〜０．０２５％であることを特徴とする請求項１に記載の低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板。
【請求項７】
前記Ｔｉの含有量が好ましくは０．０１５％〜０．０２５％であることを特徴とする請求項１に記載の低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板。
【請求項８】
前記二相鋼板の降伏強度が８５０ＭＰａを超え、引張強度が１１８０ＭＰａを超え、伸びが８％以上であり、９０度冷間曲げ特性を表すパラメータＲ／ｔが２．５以下であり、ここで、Ｒが曲げ半径を表し、ｔが板厚を表し、その単位がｍｍであることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板。
【請求項９】
請求項１〜８のいずれかに記載の低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板の制造方法であって、
１）請求項１〜８のいずれかに記載の成分で製錬し、スラブを鋳造する製錬・鋳造工程、
２）１１００〜１２３０℃に加熱し、０．６時間以上保温した後、Ａｒ３以上の温度で熱間圧延し、圧延後３０〜１００℃／ｓの速度で急冷し、４００〜５００℃の温度で巻取した後、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で、３７０℃以下まで徐々に冷却する熱間圧延工程、
３）冷間圧延の圧下率が５０〜７０％となるように制御する冷間圧延工程、
４）均熱温度７９０〜８４０℃で焼鈍した後、ｖ＝３〜１５℃／ｓの速度で、下記式を満たす急冷開始温度Ｔまで冷却し、その後、３０〜１００℃／ｓの速度で２００〜２７０℃まで冷却する焼鈍工程、
（式）Ｔ≧８００−３０×ｖ
５）焼戻し温度が２００〜２７０℃であり、焼戻し時間が１００〜４００ｓである焼戻し工程、
６）０〜０．３％の率で平坦化する平坦化工程、
を含む低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、二相鋼板およびその製造方法に関し、特に低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板およびその製造方法に関する。該鋼板は、８５０ＭＰａ以上の降伏強度、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、優れた成形性を有し、特に優れた冷間曲げ特性を有する。
【背景技術】
【０００２】
地球のエネルギー危機及び環境問題の激化に伴い、省エネルギー及び安全は自動車製造業の主な発展方向となる。車重を低減することは省エネルギー及び排出対策の一つである。高強度の二相鋼は、良好な機械的性能と使用性能を有し、構造材の製造に適している。
【０００３】
市場の変化に伴い、より低コスト、より優れた性能への要求がますます顕在化してきている。現在、７８０ＤＰ、９８０ＤＰは適用の主流であり、１１８０ＤＰは成形性に劣るため、主に簡単な成形の構造材に用いられている。軽量で省エネの傾向が進むにつれて、将来の二相鋼の中心強度レベルが上昇し、１１８０ＤＰへの需要が増加すると見込まれるが、１１８０ＤＰが９８０ＤＰ相当の伸びと曲げ性能を有することが前提である。
【０００４】
従来の冷延超高強度二相鋼として、例えば、特許文献１には、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、穴拡げ性や曲げ性などの成形性に優れた高強度冷延鋼板、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おり、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ  １．５％以下（０％を含む）であり、フェライト相およびマルテンサイト相を有し、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が３０％以上であり、（マルテンサイト相が占める面積）／（フェライト相が占める面積）が０．４５超え１．５未満であることが要求される。その独特性は、高い割合のフェライト含有量に依存して高い成形性を得ることである。
【０００５】
特許文献２には、自動車部品用素材に適用する降伏強度（ＹＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、かつスポット溶接性、延性および曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が提供されており、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％であり、フェライトとマルテンサイトの平均結晶粒径を１０μｍ以下とすることが要求される。その独特性は、Ｂ元素の添加及び対応するプロセスにより結晶粒を微細化しかつ焼入れ性を向上させ、かつＣｒを添加して焼入れ性を向上させることである。
【０００６】
特許文献３に開示された鋼板は、引張強さが１１８０ＭＰａ以上であり、加工性および低温脆性に優れている。当該高強度鋼板は、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：１．４０〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、また、全体組織に対して、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（ＭＡ組織）の体積率が６％以下（０％を含まない）であり、また、残留オーステナイトをＸ線回折法で測定したところ、全体組織に対する残留オーステナイトの体積率が５％以上であった。その独特性は、Ｓｉ：１．４０〜３．０％の添加により最終組織で残留オーステナイトを得、成形性能を向上させることである。
【０００７】
特許文献４における鋼板を熱処理することにより高強度鋼板を製造するための方法で、上記高強度鋼板の降伏強度ＹＳ＞８５０ＭＰａ、引張強さＴＳ＞１１８０ＭＰａ、全伸び＞１３％であり、かつ穴拡げ率ＨＥＲ＞３０％であり、ここで前記鋼の化学組成として、０．１３％≦Ｃ≦０．２２％、１．２％≦Ｓｉ≦１．８％、１．８％≦Ｍｎ≦２．２％、０．１０％≦Ｍｏ≦０．２０％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｔｉ＜０．０５％、Ａｌ≦０．５％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、最終組織は３％から１５％までの残留オーステナイトを含むことができる。その独特性は、１．２％≦Ｓｉ≦１．８％の添加により、最終組織で残留オーステナイトが得られ、成形性能を向上させることである。
【０００８】
特許文献５で、降伏強度ＹＳが１０００ＭＰａを超え、引張強さＴＳが１１５０ＭＰａを超え、全伸びＥが８％を超える鋼板を製造するための方法は、以下の工程を含む：鋼を圧延して鋼板を作製し、前記鋼は重量％で０．１９％以上０．２２％以下のＣ、２％〜２．６％のＭｎ、１．４５％〜１．５５％のＳｉ、０．１５％〜０．４％のＣｒ、０．０２０％未満のＰ、０．０５％未満のＳ、０．０８％未満のＮ、０．０１５％〜０．０７０％のＡｌを含み、１１５秒から２４０秒までの期間にかけて鋼板を３８０℃を超える第１過時効温度ＴＯＡ１まで加熱した後、３００秒から６１０秒までの期間にかけて鋼板を４２０℃〜４５０℃の間の第２過時効温度ＴＯＡ２まで加熱し、鋼板を５℃／秒未満の冷却速度で１００℃未満の温度に冷却した。鋼の組織は、８０％超の焼戻しマルテンサイトを含み、５％超の残留オーステナイトを含んだ。その独特性は、０．１９〜０．２２％の高いＣ含有量、１．４５〜１．５５％のＳｉ含有量で、独特の２次時効処理により残留オーステナイト及びマルテンサイト組織を得て高強度・高成形性を確保する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】中国特許出願公開第１０２２２７５１１Ｂ号明細書
【特許文献２】中国特許出願公開第１０５８２９５６４Ａ号明細書
【特許文献３】中国特許出願公開第１０２８２８１０６Ａ号明細書
【特許文献４】中国特許出願公開第１０６６６１７０１Ａ号明細書
【特許文献５】中国特許出願公開第１０６６６１６５３Ａ号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明の目的は、低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板およびその製造方法を提供することであり、合金元素および製造プロセスの合理的な設計により、鋼板が低コストを前提として１１８０ＭＰａ級強度に達することを確保する。伸びや冷間曲げ特性に優れ、良好な成形性を有するように微細かつ均一なマルテンサイト＋フェライトの二相組織が得られる。前記二相鋼板は、降伏強度が８５０ＭＰａを超え、引張強度が１１８０ＭＰａを超え、伸びが８％以上であり、９０度冷間曲げ特性を表すパラメータＲ／ｔが２．５以下であり、ここで、Ｒが曲げ半径を表し、ｔが板厚を表し、その単位がｍｍである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記目的を達成するために、本発明の技術的手段は以下のとおりである。
本発明の鋼成分は、Ｃ＋Ｍｎを主とする成分系を設計し、１１８０ＭＰａ級強度に達することを確保し、Ｍｏ、Ｃｒ等の高価な合金元素を当該鋼に添加することなく低コストを確保する。Ｎｂ、Ｔｉの微量添加により、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果を奏し、結晶粒を効果的に微細化する。Ｍｏ、Ｃｒを添加しない特殊な成分設計と特殊な熱間圧延低温巻取プロセスの組み合わせにより、熱間巻取の引張強度が１０００ＭＰａ未満となることを確保し、冷間圧延の製造性を確保する。
【００１２】
本発明の製造プロセスでは、微合金元素Ｃｒ、Ｍｏを添加せずに結晶粒の微細化に不利になるため、特殊な熱間圧延巻取温度を採用する。熱間圧延工程におけるベイナイト変態域は低温巻取（４００〜５００℃）であり、熱間圧延組織におけるベイナイトの含有量が８０％以上となることを確保する。巻取した後、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で、３７０℃以下まで冷却し、マルテンサイト変態域に入らず、熱間圧延強度が冷間圧延の製造可能性を満たすことを確保する。以上のプロセスにより、冷間圧延状態が均一な多数の転位等の欠陥を有する変形ベイナイト組織となり、多量のオーステナイトの核形成部位を与え、オーステナイトが爆発的な核生成を呈するため、オーステナイト結晶粒が著しく微細化される。また、これらの欠陥も炭素原子の高速拡散の通り道となり、また基体組織全体が揃っているため、炭素濃度の差が小さく、オーステナイトが急速に生成し、体積分率が増大して微細かつ均一な最終組織が得られる。
【００１３】
具体的には、本発明の低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板は、質量％で、化学成分が、Ｃ：０．１％〜０．１２５％、Ｓｉ：０．４％〜０．８％、Ｍｎ：２．６％〜２．９％、Ａｌ：０．０１％〜０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物である。
本発明に係る二相鋼板の組織形態は、微細かつ均一なマルテンサイト＋フェライトの二相組織であり、少なくとも７５％以上のマルテンサイト及び残部のフェライトからなり、マルテンサイトの結晶粒径が５μｍ以下で、フェライトの結晶粒径が５μｍ以下である。
【００１４】
本発明に係る二相鋼板は、降伏強度が８５０ＭＰａを超え、引張強度が１１８０ＭＰａを超え、伸びが８％以上であり、９０度冷間曲げ特性を表すパラメータＲ／ｔが２．５以下であるが、ここで、Ｒが曲げ半径を表し、ｔが板厚を表し、その単位がｍｍである。
【００１５】
本発明に係る前記二相鋼板の設計は以下のとおりである。
Ｃ：本発明に係る二相鋼板で、Ｃ元素の添加は鋼の強度を向上させ、マルテンサイトの硬さを向上させる。従って、Ｃの質量％が０．１％〜０．１２５％にあるように選択する理由は、以下の通りである。Ｃの質量％が０．１％未満であると、鋼板の強度が影響を受け、オーステナイトの形成量や安定性に不利になる。Ｃの質量％が０．１２５％を超えると、マルテンサイトの硬さが高くなり過ぎ、結晶粒のサイズが粗大になり、鋼板の成形性能に不利になる。好ましくは０．１１％〜０．１２５％である。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉを添加することにより、焼入れ性を向上させることができる。そして、鋼中に固溶したＳｉは、転位の交互作用に影響を及ぼし、加工の硬化率を増加させることができ、二相鋼で伸びを適切に高めることができ、良好な成形性が得られる利点がある。Ｓｉ含有量は、０．４％〜０．８％となるように制御し、好ましくは０．５％〜０．７％となるように制御する。
【００１７】
Ｍｎ：Ｍｎ元素の添加は、鋼の焼入れ性の向上に寄与し、鋼板の強度を効果的に高める。Ｍｎの質量百分率が２．６％〜２．９％であることを選択する理由は以下の通りである。Ｍｎの質量％が２．６％未満であると、鋼板の強度が不足する。Ｍｎの質量％が２．９％を超えると、鋼板の強度が高すぎ、成形性能が低下し、偏析が生じやすくなる。従って、本発明に係る低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板では、Ｍｎの質量％が２．６〜２．９％となるように制御し、好ましくは２．７％〜２．８５％とする。
【００１８】
Ａｌ：Ａｌの添加が脱酸素作用および結晶粒の微細化の役割を果たすため、Ａｌの質量％が０．０１％〜０．０５％となるように制御し、好ましくは０．０１５〜０．０４５％とする。
【００１９】
Ｎｂ：以下の理由により、０．０１〜０．０３％のＮｂを添加する：非調質鋼に少量の強炭化物形成元素Ｎｂを加えると、制御された圧延の過程において、ひずみ誘起析出相が質点（particles）のピン止めや亜結晶粒界の作用により、変形オーステナイトの再結晶温度を著しく低下させ、核生成質点を与え、結晶粒の微細化に著しい効果がある；連続焼鈍オーステナイト化過程において、均熱で未溶解の炭化物や窒化物の質点は、結晶粒界を質点でピン止めすることにより均熱のオーステナイト結晶粒の粗大化を阻止し、結晶粒を効果的に微細化する。添加量は、好ましくは０．０１５％〜０．０２５％である。
【００２０】
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％のＴｉを添加するのは、添加する強炭化物形成元素Ｔｉが高温でもオーステナイト結晶粒成長の抑制効果が強く、同時にＴｉの添加が結晶粒の有効化に寄与するためであり、好ましくはＴｉが０．０１５％〜０．０２５％となるように制御する。
【００２１】
Ｃｒ、Ｍｏ：Ｃｒ、Ｍｏは添加しない。まず、この設計により、鋼のコストを低減することができる。次に、本発明は独特の結晶粒微細化技術、即ち熱間圧延工程でベイナイト変態域間において低温巻取するプロセスを有するが、このプロセスはＣｒやＭｏフリー成分系に合わせて設計されるものであり、熱間巻取の引張強度が１０００ＭＰａ未満であり、冷間圧延の可製造性を確保する。Ｃｒ、Ｍｏの結晶粒微細化および材料の強度を向上させる作用は、本発明では成分およびプロセスの合理的な設計により同様に達成でき、コストも低減する。
【００２２】
本発明では、不可避不純物の元素がＰ、Ｎ、Ｓを含み、不純物の含有量が低く抑えられるほど、実施の効果が良好である。Ｐの質量％はＰ≦０．０１５％となるように制御する。Ｓにより形成されたＭｎＳが成形性に深刻な影響を与えるため、ＳはＳ≦０．００３％となるように制御する。Ｎがスラブ表面に割れや気泡が発生しやすくなるので、Ｎ≦０．００５％とする。
【００２３】
上記成分設計において、Ｍｏ、Ｃｒ等の高価な合金元素を添加せずに低コストを確保しつつ、３０〜１００℃／ｓの連続焼鈍ガスによる冷却速度で１１８０ＭＰａ級の引張強度を確保するためには、成分におけるＣ、Ｍｎの合金添加量を確保して十分な焼入れ性を確保する必要がある。しかし、Ｃ、Ｍｎ合金元素の含有量は、優れた溶接性能および成形性能を確保し、強度が上限を超えることを回避する（高成形エネルギー１１８０ＭＰａ級の高強度鋼の各規格における強度上限は一定ではないが、１３５０ＭＰａが一般的な標準であり、１３００ＭＰａが厳しい規格であり、強度が上限を超えると必ず成形性能の低下をもたらす）ように、上限を制御する必要がある。Ｎｂ、Ｔｉの微量添加は、オーステナイト結晶粒成長を抑制する効果があり、結晶粒を効果的に微細化する。
【００２４】
また、熱間圧延工程において冷却してベイナイト変態域に入る際にフェライト変態域には入らないようにするために、熱間圧延組織のベイナイトの含有量を８０％以上確保するには、Ｃ含有量とＭｎ含有量の配合比を制御する必要がある。本発明の前記成分系相図において、Ｃ含有量が上昇すると、フェライト変態域は右シフトし、逆に左シフトする。Ｍｎ含有量が上昇すると、ベイナイト変態が上昇し、逆に下にシフトする。そのため、Ｃ含有量が高い場合には、Ｍｎ含有量を下限に制御することができる。Ｃ含有量が低い場合には、Ｍｎ含有量を上限に制御する必要がある。Ｓｉを添加してもフェライト変態域を右シフトさせることができるが、同じＣ含有量を添加する場合より効果が小さい。従って、本発明におけるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量はさらに以下の式：１．７３×［Ｃ］×［Ｍｎ］＋［Ｓｉ］≧１を満たす必要がある。
鋼の生産過程におけるＡｌの窒化物とＮｂ、Ｔｉの炭窒化物との競争的析出関係から、本発明の成分系におけるＡｌ、Ｎの含有量を総合すると、ＮｂやＴｉの添加は一定の量を保ってこそ結晶粒を微細化する働きを果たす。従って、本発明においてＮｂ、Ｔｉ含有量はさらに以下の式：［Ｎｂ］＋［Ｔｉ］×３≧０．０４７を満たす必要がある。
【００２５】
本発明に係る低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板の製造方法は、
１）上記成分で製錬し、スラブを鋳造する製錬・鋳造工程、
２）１１００〜１２３０℃に加熱し、０．６時間以上保温した後、Ａｒ３以上の温度で熱間圧延し、圧延後３０〜１００℃／ｓの速度で急冷し、４００〜５００℃の温度で巻取した後、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で、３７０℃以下まで徐々に冷却する熱間圧延工程、
３）冷間圧延の圧下率を５０〜７０％に制御する冷間圧延工程、
４）均熱温度７９０〜８４０℃、好ましくは８００〜８２０℃で焼鈍した後、ｖ＝３〜２０℃／ｓの速度で、急冷開始温度Ｔ（Ｔ≧８００−３０×ｖ）まで冷却し、その後、３０〜１００℃／ｓの速度で２００〜２７０℃まで冷却する焼鈍工程、
５）焼戻し温度が２００〜２７０℃であり、焼戻し時間が１００〜４００ｓである焼戻し工程、
６）０〜０．３％の率で平坦化する平坦化工程、
を含む。
【００２６】
本発明の製造方法において、
本発明に係る低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板の製造方法では、熱間圧延で１１００〜１２３０℃に加熱し、０．６時間以上保温した後、Ａｒ３以上の温度で熱間圧延し、圧延後３０〜１００℃／ｓの速度で急冷する。特殊な巻取温度（熱間圧延工程におけるベイナイト変態域は低温巻取（４００〜５００℃）する）を採用することにより、熱間圧延組織におけるベイナイトの含有量が８０％以上であることを確保する。巻取した後、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で３７０℃以下まで徐々に冷却し、マルテンサイト変態域に入らず、熱間圧延強度が冷間圧延の可製造性を満たすことを確保する。
【００２７】
前記焼鈍工程において、焼鈍の均熱温度を７９０〜８４０℃に限定するのは、この焼鈍温度では、１１８０ＭＰａの引張強度を確保しつつ、得られる結晶粒サイズを細かく保つことができ、良好な成形性能が得られるからである。焼鈍均熱が７９０℃未満では１１８０ＭＰａ引張強度が得られない。焼鈍均熱が８４０℃を超えると、結晶粒のサイズが粗大であり、成形性能が大幅に低下する。
【００２８】
各成分の同じ均熱温度での組織を総合的に対比すると、均熱温度が８００〜８２０℃であると、Ｃ含有量は０．１１〜０．１２５％であり、得られる結晶粒のサイズがより細かく、得られる機械性能が適宜であり、成形性能により優れる。細かい結晶粒サイズは良好な伸びと曲げ性能を確保するのに有利であるため、０．１１〜０．１２５％Ｃはより好ましいＣ含有量の範囲であり、８００〜８２０℃はより好ましい連続焼鈍の均熱温度プロセスウインドウである。
【００２９】
従来技術と比較して、本発明は合金成分とプロセスの合理的な設計により、Ｍｏ、Ｃｒを添加しない状況で、引張強度が１１８０ＭＰａを超える微細かつ均一マルテンサイト＋フェライトの二相組織を兼ね備えた鋼板が得られる。高強度を確保することを前提として、伸びや冷間曲げ特性に優れている。その降伏強度は８５０ＭＰａを超え、引張強度は１１８０ＭＰａを超え、伸びが８％以上であり、９０度冷間曲げ特性を表すパラメータＲ／ｔが２．５以下である。ここで、Ｒが曲げ半径を表し、ｔが板厚を表し、その単位がｍｍである。
【００３０】
従って、本発明に係る製造方法は、合金成分設計および具体的プロセスパラメータ設計により、引張強度１１８０ＭＰａを超え、低コストで、伸びが高く、冷間曲げ特性に優れた高成形性である冷間圧延高強度の二相鋼板が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
以下、具体的な実施例を参照しながら、本発明についてさらに解釈・説明するが、該解釈および説明は、本発明の技術案を不当に限定するものではない。
【００３２】
本発明に係る鋼の実施例の成分は表１に示す（その成分の残部はＦｅである）。表２は実施例の鋼板のプロセスパラメータを示す。表３は実施例の鋼板の関連性能パラメータを示す。
【００３３】
本発明に係る鋼の実施例の製造方法は以下のとおりである。
（１）要求される合金成分を得て、できるだけＳ、Ｐの含有量を低減させる製錬および鋳造。
（２）１１００〜１２３０℃に加熱し、０．６時間以上保温した後、Ａｒ３以上の温度で熱間圧延し、圧延後３０〜１００℃／ｓの速度で急冷し、熱間圧延工程においてベイナイト変態域は低温巻取し（４００〜５００℃）、熱間圧延された最終組織におけるベイナイトの含有量が８０％以上であることを確保し、巻取した後、０．３℃／ｓ以下の冷却速度で、３７０℃以下まで徐々に冷却し、マルテンサイト変態域に入らず、熱間圧延強度が冷間圧延の可製造性要求を満たすことを確保する熱間圧延、
（３）冷間圧延の圧下率が５０〜７０％となるように制御する冷間圧延、
（４）均熱温度７９０〜８４０℃、好ましくは８００〜８２０℃で焼鈍した後、ｖ＝３〜２０℃／ｓの速度で、急冷開始温度Ｔ（Ｔ≧８００−３０×ｖ）まで冷却し、その後、３０〜１００℃／ｓの速度で２００〜２７０℃まで冷却する焼鈍、
（５）焼戻し温度が２００〜２７０℃であり、焼戻し時間が１００〜４００ｓである焼戻し、
（６）０〜０．３％の率による平坦化。
【００３４】
表３から明らかなように、実施例１〜１８は、本発明に係る成分およびプロセスで得られた低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板であり、得られた機械性能は以下のとおりである。その降伏強度は８５０ＭＰａを超え、引張強度は１１８０ＭＰａを超え、伸びが８％以上で、９０度冷間曲げ特性を表すパラメータＲ／ｔが２．５以下であった。以上の結果から、本発明に係る低コストで高成形性の１１８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼板は、Ｍｏ、Ｃｒ等の高価な合金元素を添加しない状況で、１１８０ＭＰａを超える引張強度が得られ、伸びが良く、冷間曲げ特性に優れることが明らかである。
【００３５】
【表１】
0006924284.tif 000002
【００３６】
【表２】
0006924284.tif 000003
【００３７】
【表３】
0006924284.tif 000004