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WO2018168618A1 - 高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板とその製造方法 Download PDF

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WO2018168618A1
WO2018168618A1 PCT/JP2018/008892 JP2018008892W WO2018168618A1 WO 2018168618 A1 WO2018168618 A1 WO 2018168618A1 JP 2018008892 W JP2018008892 W JP 2018008892W WO 2018168618 A1 WO2018168618 A1 WO 2018168618A1
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WO
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less
mass
steel sheet
tensile strength
strength
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2018/008892
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English (en)
French (fr)
Inventor
拓弥 平島
河村　健二
義彦 小野
佑馬 本田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to KR1020197026626A priority patent/KR102286270B1/ko
Priority to CN202111061351.XA priority patent/CN113862563B/zh
Priority to EP18767644.0A priority patent/EP3572546B1/en
Priority to JP2018529197A priority patent/JP6384703B1/ja
Priority to US16/493,166 priority patent/US11186900B2/en
Priority to MX2019010816A priority patent/MX2019010816A/es
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet mainly used for a strength member of an automobile body and a method for producing the same.
  • the tensile strength TS is 780 MPa or more
  • the yield ratio YR is small
  • the anisotropy of tensile properties is 780 MPa or more.
  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • a technique for reducing the performance is disclosed.
  • Patent Document 2 a steel sheet containing C: 0.06 to 0.15 mass%, Si: 0.5 to 1.5 mass%, and Mn: 1.5 to 3.0 mass% contains 0.5% Al. Disclosed is a technology that suppresses variations in mechanical properties by adding up to 1.5 mass% and expanding the two-phase temperature range of Ac 1 to Ac 3 to reduce structural changes due to fluctuations in continuous annealing conditions. ing.
  • Patent Document 3 0.3 to 1.3 mass% of Cr is added to a steel plate with C: 0.03 to 0.17 mass% and Mn: 1.5 to 2.5 mass%, and after soaking annealing.
  • a technique for improving stretch flangeability and bendability by enhancing the hardenability in the cooling process and softening the martensite to be produced is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses that C: 0.06 to 0.12 mass%, Mn: 1.2 to 3.0 mass%, Nb: 0.005 to 0.07 mass%, and Ti: 0.005 to 0.025 mass%.
  • the metal structure is a two-phase structure of bainite and island martensite, the area fraction of the island martensite is 3 to 20% and the equivalent circle diameter is 3.0 ⁇ m or less.
  • a technique for obtaining a high-strength steel sheet having a low yield ratio and excellent strain aging resistance and uniform elongation (uniform elongation) is disclosed.
  • Patent Document 1 even if it is a two-phase structure of ferrite and martensite, the martensite phase fraction is 20% or less, so that a strength of 780 MPa or more cannot be ensured. There is a problem.
  • Patent Document 2 it is necessary to add a large amount of Al. Further, after soaking, 750 to 500 ° C. is cooled at a cooling rate of 20 ° C./s or less, and then 100 ° C. or less. Since special cooling equipment that rapidly cools at 100 ° C./s or higher is required, a large capital investment is required for practical use.
  • the present invention has been made in view of the above-described problems of the prior art, and the purpose of the present invention is to provide a high-strength cold film having a tensile strength of 780 MPa or more, a low yield ratio, and a small anisotropy of tensile properties. It is to provide a rolled steel sheet and to propose an advantageous manufacturing method thereof.
  • the inventors have intensively studied to solve the above problems.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, a low yield ratio, and a small anisotropy in tensile properties
  • soaking in continuous annealing after cold rolling After sufficiently recrystallizing and producing an appropriate amount of austenite, by appropriately controlling the subsequent cooling conditions, ferrite is the main phase, and the second phase is bainite and tempered martensite.
  • Steel structure composed of fresh martensite, the total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase is 50 to 80%, and the aspect ratio of fresh martensite is in the range of 1.0 to 1.5
  • the present invention has been developed.
  • the present invention provides C: 0.07 to 0.12 mass%, Si: 0.7 mass% or less, Mn: 2.2 to 2.8 mass%, P: 0.1 mass% or less, S: 0.00. 01 mass% or less, Al: 0.01 to 0.1 mass%, N: 0.015 mass% or less, and 0.02 to 0.08 mass% in total of one or two selected from Ti and Nb And the remainder comprising Fe and inevitable impurities, ferrite having an area ratio of 40 to 80% of the entire structure, and a second phase composed of tempered martensite, fresh martensite, and bainite.
  • the YS L and TS L in (1) and (2) is the rolling direction of the yield stress and tensile strength
  • YS C and TS C is the yield stress and tensile direction perpendicular to the rolling direction Strength
  • YS D and TS D are the yield stress and tensile strength in the 45 ° direction with respect to the rolling direction.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is characterized in that the average particle size of carbides in bainite is 0.3 ⁇ m or less and the average particle size of fresh martensite is 1.0 ⁇ m or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention further includes Cr: 0.05 to 1.0 mass%, Mo: 0.05 to 1.0 mass%, and V: 0.01 to 0. 1 type or 2 types or more chosen from 1 mass%, It is characterized by the above-mentioned.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is characterized by further containing B: 0.0003 to 0.005 mass% in addition to the above component composition.
  • the present invention when hot rolling a steel slab having any of the component compositions described above, cold rolling, and then performing continuous annealing to produce a high-strength cold-rolled steel sheet, in the continuous annealing , After being soaked in a temperature range of Ac 3 -30 ° C. to Ac 3 + 50 ° C. for 60 seconds or more, primary cooling is performed from the soaking temperature to 650 ° C. or less at an average cooling rate of 2 to 5 ° C./s. After primary residence in a temperature range of ⁇ 550 ° C. for 15 to 60 seconds, secondary cooling is performed from the residence temperature to a temperature range of 350 ° C.
  • the secondary cooling comprises the ferrite having an area ratio of 40 to 80% with respect to the entire structure and the second phase composed of tempered martensite, fresh martensite and bainite.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention has a tensile strength of 780 MPa or more, a low yield ratio, and a small anisotropy in tensile properties. Not only contributes to improvement and improvement of dimensional accuracy of molded parts, but also greatly contributes to improvement of fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body and safety by increasing strength.
  • the steel sheet of the present invention has a tensile strength TS of 780 MPa or more, a yield ratio YR which is a ratio of the yield stress YS to the tensile strength TS (YS / TS ⁇ 100) is 70% or less, and the following formula (1):
  • (YS L ⁇ 2 ⁇ YS D + YS C ) / 2 (1)
  • (TS L -2 ⁇ TS D + TS C) / 2 ⁇ (2)
  • (TS L -2 ⁇ TS D + TS C) / 2 ⁇ (2) It has a mechanical characteristic that the absolute value
  • the tensile strength TS and the yield ratio YR are values in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and YS L and TS L in the formulas (1) and (2) are rolling direction of the yield stress and tensile strength, YS C and TS C is the yield stress of the direction perpendicular to the rolling direction and the tensile strength, YS D and TS D is the yield stress of the 45 ° direction to the rolling direction And tensile strength.
  • the steel plate of this invention does not prescribe
  • the steel sheet of the present invention is one of the excellent features that the uniform elongation in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is 10% or more.
  • the steel structure of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention will be described.
  • the second phase composed of ferrite having an area ratio of 40 to 80% of the entire structure, bainite, tempered martensite, and fresh martensite. It is necessary that the total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase is 50 to 80% and the aspect ratio of fresh martensite is 1.0 to 1.5.
  • the steel structure of the steel sheet of the present invention consists of a composite structure in which a low-temperature transformation phase (bainite, tempered martensite, fresh martensite) exists as a second phase in soft ferrite rich in ductility, and ferrite occupies the steel structure
  • a low-temperature transformation phase (bainite, tempered martensite, fresh martensite) exists as a second phase in soft ferrite rich in ductility
  • ferrite occupies the steel structure
  • the area ratio is 40% or more.
  • the area ratio of ferrite is set in the range of 40 to 80%. Preferably it is 45 to 75% of range.
  • the balance other than the ferrite is the second phase (low temperature transformation phase) composed of tempered martensite, fresh martensite and bainite. Therefore, the area ratio of the second phase is a value obtained by removing the above-described ferrite area ratio from 100%.
  • the retained austenite, pearlite, and carbide which are structures other than the ferrite and the second phase described above, can be included if the total area ratio is 2% or less.
  • the bainite is a structure having an intermediate hardness between ferrite and fresh martensite, and has an effect of reducing anisotropy of tensile properties, so that it exists in an area ratio of 10 to 30% with respect to the entire steel sheet structure.
  • the amount of bainite can be achieved by a primary residence between 650 and 550 ° C. in a heat treatment step described later to generate a predetermined amount of ferrite.
  • the amount of bainite is more preferably less than 30%, and still more preferably 20% or less.
  • Tempered martensite is an important structure for ensuring good bendability and stretch flangeability, and it is preferably 20 to 50% in terms of the area ratio relative to the entire steel sheet structure.
  • fresh martensite is an as-quenched martensite structure formed in the final stage of the cooling process of continuous annealing, as described later, and has the effect of reducing the yield ratio of the steel sheet.
  • it is preferable that 5% or more exists by the area ratio with respect to the whole steel plate structure.
  • it is preferably 30% or less. More preferably, it is in the range of 10 to 20%.
  • Total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase 50-80%
  • the total area ratio of bainite and tempered martensite in the area ratio of the second phase is in the range of 50 to 80% from the viewpoint of reducing the anisotropy of tensile properties. It is to be. If the total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase is less than 50%, not only the anisotropy of the tensile properties is increased, but also the bendability and stretch flangeability of the steel sheet are deteriorated.
  • the total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase is the area ratio obtained by measuring the area ratio of fresh martensite by the method described above, and excluding the area ratio of fresh martensite from the area ratio of the second phase. Is divided by the total area ratio of the second phase.
  • the area ratio of each phase is determined by polishing a sheet thickness section (L section) in the rolling direction of the steel sheet, corroding with 1 vol% nital liquid, and then locating the position of 1/4 of the sheet thickness from the steel sheet surface by SEM.
  • tempered martensite refers to those whose average particle size of carbides in the phase is less than 0.1 ⁇ m.
  • bainite points out that the average particle diameter of the carbide
  • Fresh martensite aspect ratio 1.0-1.5
  • the form of fresh martensite is also important, and when the proportion of the second phase extending in the rolling direction increases, voids are likely to occur during press forming, and cracks also tend to progress. Become. Accordingly, it is necessary that the aspect ratio of fresh martensite is in the range of 1.0 to 1.5. The range is preferably 1.0 to 1.3. The aspect ratio of fresh martensite is defined by (length of major axis / length of minor axis).
  • the length of the long axis is “the length of fresh martensite in the rolling direction of the steel sheet”
  • the length of the short axis is “the length of fresh martensite in the thickness direction of the steel sheet”.
  • the aspect ratio of the fresh martensite completely eliminates the non-recrystallized structure from the high temperature region of the ( ⁇ + ⁇ ) two-phase region to the ⁇ single-phase region as the soaking temperature of continuous annealing in the manufacturing method described later, After a proper amount of austenite is generated, the primary cooling to a temperature range of 650 ° C. or lower and the primary residence condition in a temperature range of 650 to 550 ° C. are controlled to a proper range, and the austenite generated during soaking By decomposing / reducing, the aspect ratio can be reduced.
  • the average particle size of fresh martensite in the second phase is 1.0 ⁇ m or less, and the average particle size of carbides precipitated in bainite is 0.3 ⁇ m or less. preferable.
  • Average particle size of fresh martensite 1.0 ⁇ m or less. The average particle size of fresh martensite affects the press moldability. If the average particle size exceeds 1.0 ⁇ m, the interface between fresh martensite and ferrite during press molding Voids are formed in the film, and the uniform elongation is reduced, which tends to cause press cracks.
  • the anisotropy of tensile properties depends on the average particle size of fresh martensite, and when the average particle size exceeds 1.0 ⁇ m, the anisotropy of tensile properties tends to increase. Therefore, the average particle size of fresh martensite is preferably 1.0 ⁇ m or less. More preferably, it is 0.8 ⁇ m or less. In addition, the average particle diameter of fresh martensite was calculated
  • Average particle size of carbides in bainite 0.3 ⁇ m or less
  • the average particle size of carbides in bainite also affects the press formability. If the average particle size exceeds 0.3 ⁇ m, voids will form at the carbide interface during press forming. Since it becomes easy to produce
  • the aspect ratio and average particle size of fresh martensite and the average particle size of carbides in bainite largely depend on the conditions of primary residence and subsequent secondary cooling in the production process of the present invention described later. In order to control these values within the above-described range, it is important to control the primary residence and secondary cooling conditions within an appropriate range.
  • the basic composition of the steel sheet of the present invention is as follows: C: 0.07 to 0.12 mass%, Si: 0.7 mass% or less, Mn: 2.2 to 2.8 mass%, P: 0.1 mass% or less, S : 0.01 mass% or less, Al: 0.01 to 0.1 mass%, N: 0.015 mass% or less, and one or two selected from Ti and Nb in a total of 0.02 to 0.00. It contains 08 mass%, and the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • C 0.07 to 0.12 mass% C is an element necessary for enhancing hardenability and securing a predetermined amount of the second phase (bainite, tempered martensite, fresh martensite). If the C content is less than 0.07 mass%, the predetermined microstructure described above cannot be obtained, the yield ratio does not become 70% or less, and it becomes difficult to ensure a tensile strength of 780 MPa or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.12 mass%, the particle size of the second phase is increased, and the amount of bainite produced is decreased, so that the anisotropy of tensile properties is likely to increase. Therefore, the C content is in the range of 0.07 to 0.12 mass%. Preferably it is 0.08 mass% or more, More preferably, it is 0.09 mass% or more. Moreover, Preferably it is 0.11 mass% or less, More preferably, it is 0.10 mass% or less.
  • Si 0.7 mass% or less
  • Si is a solid solution strengthening element and also an element that improves workability such as uniform elongation. In order to acquire the said effect, it is preferable to make it contain 0.1 mass% or more. However, if it exceeds 0.7 mass%, it causes deterioration of the surface properties due to the occurrence of red scale and the like, and deterioration of the chemical conversion treatment property.
  • Si is a ferrite stabilizing element, and increases the amount of ferrite produced in the temperature range of 550 to 650 ° C. and decreases the amount of second phase produced, making it difficult to ensure a strength of 780 MPa or more. . Therefore, Si content shall be 0.7 mass% or less. Preferably it is 0.60 mass% or less, More preferably, it is 0.50 mass% or less. More preferably, it is less than 0.30 mass%, More preferably, it is 0.25 mass% or less.
  • Mn 2.2 to 2.8 mass%
  • Mn is an austenite stabilizing element, suppresses the formation of ferrite and pearlite in the cooling process after soaking of continuous annealing, promotes transformation from austenite to martensite, that is, enhances hardenability to increase the second.
  • it is an element necessary to ensure the strength of the steel sheet.
  • addition of 2.2 mass% or more is required.
  • a steel sheet is produced by a gas jet cooling type cooling facility having a slower cooling rate than the water quenching type, it is preferable to add more Mn.
  • the Mn content is in the range of 2.2 to 2.8 mass%.
  • it is 2.3 mass% or more, More preferably, it is 2.4 mass% or more.
  • it is 2.7 mass% or less, More preferably, it is 2.6 mass% or less.
  • P 0.1 mass% or less
  • P is an element having a large solid solution strengthening ability, and can be appropriately added according to a desired strength.
  • the P content is 0.1 mass% or less.
  • it is 0.05 mass% or less, More preferably, it is 0.03 mass% or less.
  • S 0.01 mass% or less
  • S is an impurity element that is inevitably mixed in the refining process of steel, segregates at the grain boundaries to cause hot brittleness, and forms sulfide inclusions.
  • S content is restrict
  • it is 0.005 mass% or less. More preferably, it is 0.002 mass% or less.
  • Al 0.01 to 0.1 mass%
  • Al is an element added as a deoxidizer in the steel refining process, and is an element effective for suppressing the formation of carbides and promoting the formation of retained austenite. In order to acquire said effect, it is necessary to add 0.01 mass% or more.
  • the Al content exceeds 0.1 mass%, coarse AlN precipitates and ductility is lowered. Therefore, the Al content is in the range of 0.01 to 0.1 mass%. In addition, Preferably it is 0.03 mass% or more. Moreover, Preferably it is 0.06 mass% or less.
  • N is an element that most deteriorates the aging resistance of steel. Particularly, when it exceeds 0.015 mass%, deterioration of aging resistance becomes significant, so it is limited to 0.015 mass% or less.
  • N is preferably as small as possible, and is preferably 0.0100 mass% or less, more preferably 0.0070 mass% or less. More preferably, it is 0.0050 mass% or less.
  • Nb and Nb 0.02 to 0.08 mass% in total Nb and Ti are effective elements for increasing the strength of steel because both form carbonitrides in the steel and refine crystal grains.
  • Nb and Ti it is necessary to positively add Nb and Ti in order to stably secure a tensile strength of 780 MPa or more. . Therefore, in the present invention, in order to obtain the above effect, one or two of Nb and Nb are added in a total amount of 0.02 mass% or more.
  • the total amount of Nb and Ti exceeds 0.08 mass%, an unrecrystallized structure remains in the structure of the product plate, and the anisotropy of tensile properties increases. Therefore, the total amount of Nb and Ti added is in the range of 0.02 to 0.08 mass%.
  • the total addition amount of Nb and Ti is preferably 0.03 mass% or more. Moreover, Preferably it is 0.05 mass% or less.
  • the steel sheet of the present invention further includes Cr: 0.05 to 1.0 mass%, Mo: 0.05 to 1.0 mass%, V: 0.01 to 0.1 mass%, and B: One or more selected from 0.0003 to 0.005 mass% can be contained. All of Cr, Mo, V, and B have the effect of suppressing the formation of pearlite during cooling from the annealing temperature and improving the hardenability, and therefore can be added as necessary. In order to obtain the above effect, one or more of Cr, Mo, V, and B may be Cr: 0.05 mass% or more, Mo: 0.05 mass% or more, V: 0.01 mass% or more, B : 0.0003 mass% or more is preferably added.
  • the added amount of Cr, Mo, V and B exceeds Cr: 1.0 mass%, Mo: 1.0 mass%, V: 0.1 mass% and B: 0.005 mass%, hard martensite.
  • the amount of the steel increases, and the strength becomes too high, and the workability required for the steel sheet cannot be obtained. Therefore, when adding Cr, Mo, V, and B, it is preferable to add in the said range, respectively.
  • the above elements are more preferably Cr: 0.1 mass% or more, Mo: 0.1 mass% or more, V: 0.03 mass% or more, and B: 0.0005 mass% or more, respectively.
  • the above elements are more preferably Cr: 0.5 mass% or less, Mo: 0.3 mass% or less, V: 0.06 mass% or less, and B: 0.002 mass% or less, respectively.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the steel sheet of the present invention may contain Cu, Ni, Sb, Sn, Co, Ca, W, Na and Mg as impurity elements as long as the total is 0.01 mass% or less. It does not harm the effects of
  • the steel sheet of the present invention is a hot-rolled sheet obtained by hot-rolling a steel slab having the above composition, and after cold-rolling the hot-rolled sheet into a cold-rolled sheet having a predetermined thickness,
  • the plate is manufactured by subjecting the plate to continuous annealing under predetermined conditions defined by the present invention.
  • the steel slab (steel piece) that is the material of the steel sheet of the present invention is a steel slab (steel slab) that is secondarily refined with a vacuum degassing apparatus or the like and adjusted to the above-mentioned predetermined component composition, and then ingoted Production may be performed by a conventionally known method such as a block rolling method or a continuous casting method, and the production method is not particularly limited as long as no significant component segregation or non-uniform structure occurs.
  • the cast high-temperature slab may be rolled as it is (direct feed rolling), or the cooled slab may be reheated in a charging furnace and then rolled.
  • the slab reheating temperature SRT is preferably set to 1300 ° C. or lower because scale loss due to oxidation increases when the slab reheating temperature becomes too high.
  • the slab heating temperature is preferably in the range of 1200 to 1300 ° C.
  • the finish rolling finishing temperature FT in the hot rolling is preferably set to 800 ° C. or higher in order to obtain a preferable texture for reducing the in-plane anisotropy of the tensile properties of the product plate.
  • the finish rolling finish temperature is less than 800 ° C., not only the hot rolling load is increased, but in some component systems, rolling is performed in the ferrite region below the Ar 3 transformation point, and the surface layer becomes coarse grains.
  • the finish rolling finish temperature exceeds 950 ° C. recrystallization during hot rolling is promoted, and austenite cannot be rolled in an unrecrystallized state, so that the ferrite structure becomes coarse and ensures a predetermined strength. It becomes difficult. Therefore, the finish rolling finish temperature FT is preferably in the range of 800 to 950 ° C.
  • the coiling temperature CT in the hot rolling is preferably in the range of 650 to 400 ° C.
  • the coiling temperature exceeds 650 ° C.
  • the ferrite grain size of the hot-rolled sheet becomes large, and it becomes difficult to give a desired strength to the product plate, and scale-like surface defects are likely to occur.
  • the coiling temperature is less than 400 ° C.
  • the strength of the hot rolled sheet increases, and the rolling load in cold rolling increases, resulting in a decrease in productivity. Therefore, the coiling temperature is preferably in the range of 650 to 400 ° C.
  • the hot-rolled sheet obtained as described above is then pickled and descaled, and then cold-rolled with a rolling reduction of 40 to 80% and cold-rolled with a sheet thickness of 0.5 to 3.0 mm. It is preferable to use a steel plate.
  • the rolling reduction of cold rolling is small, the structure after the annealing performed thereafter becomes non-uniform, and the anisotropy of tensile properties tends to increase, so 50% or more is more preferable.
  • Heat treatment This heat treatment is soaked for 60 seconds or more in the temperature range of Ac 3 -30 ° C to Ac 3 + 50 ° C, and then cooled to 650 ° C or less (primary cooling) at an average cooling rate of 2 to 5 ° C / s. After 10 to 50 seconds of residence (primary residence) in the temperature range of 550 to 650 ° C., the product is further cooled to 350 ° C. or less (secondary cooling) at an average cooling rate of 15 to 30 ° C./s. This is a heat treatment in which the sample is retained for 300 to 500 seconds (secondary retention) in a temperature range of 0 ° C., and then thirdarily cooled.
  • Heating conditions up to the soaking temperature are preferably 10 ° C./s or less in a temperature range exceeding 650 ° C. from the viewpoint of sufficiently proceeding with recrystallization. This is because at a heating rate exceeding 10 ° C./s, the steel sheet structure after continuous annealing becomes non-uniform, and the anisotropy of tensile properties increases. More preferably, it is 8 ° C./s or less.
  • Soaking (soaking annealing) is sufficient to recrystallize the ferrite rolling structure formed by cold rolling and transform it into austenite necessary to form the second phase in the ferrite. to 3 -30 °C ⁇ Ac 3 + 50 °C temperature range of, it is necessary to stay more than 60 seconds.
  • the soaking annealing temperature is less than Ac 3 -30 ° C., the rolled structure stretched in the rolling direction tends to remain, and the anisotropy of tensile properties increases.
  • a preferable lower limit of the soaking temperature is Ac 3 -20 ° C.
  • the soaking annealing temperature exceeds Ac 3 + 50 ° C.
  • the generated austenite becomes coarse, and the average particle size of fresh martensite generated by the third cooling exceeds 1.0 ⁇ m. It cannot be obtained and the moldability is lowered.
  • the upper limit of preferable soaking temperature is Ac 3 + 40 ° C.
  • the soaking time is less than 60 seconds, the reverse transformation of ferrite to austenite does not proceed sufficiently, a predetermined amount of austenite cannot be secured, and a desired strength cannot be obtained, If the remaining amount is large, the press formability may be reduced, and the anisotropy of the tensile strength may be increased. Therefore, the soaking annealing time is 60 seconds or more.
  • the upper limit is preferably 500 seconds.
  • the Ac 3 points may be obtained by experiments, but can also be calculated by the following equation.
  • the primary cooling following the soaking process is performed at an average cooling rate of 2 to 5 ° C. from the soaking annealing temperature to the primary cooling stop temperature of 650 to 550 ° C. in order to secure a predetermined amount of ferrite. It is necessary to cool at / s. If the average cooling rate is less than 2 ° C / s, the decomposition of austenite proceeds excessively during cooling, and the amount of ferrite generated before the primary residence in the temperature range of 550 to 650 ° C becomes too large, and is desired after annealing. The strength of can not be obtained.
  • the average cooling rate of the primary cooling is in the range of 2 to 5 ° C./s.
  • the reason for setting the cooling stop temperature of the primary cooling to 650 ° C. or lower is that if it exceeds 650 ° C., the decomposition of austenite does not proceed and the austenite increases. As a result, hard bainite, fresh martensite and tempered martensite. The second phase consisting of sites increases so much that a low yield ratio cannot be realized.
  • the primary cooling stop temperature is 550 ° C. The above is preferable.
  • the primary cooled steel sheet is then subjected to primary residence for 15 to 60 seconds at the primary cooling stop temperature, that is, 550 to 650 ° C in order to generate a predetermined amount of ferrite. is required. If the primary residence temperature exceeds 650 ° C., the amount of ferrite decreases and a low yield ratio cannot be obtained. On the other hand, if it is less than 550 ° C., the amount of ferrite increases and the strength after annealing may not be ensured. Moreover, if the residence time in the said temperature range is less than 15 second, since austenite decomposition
  • the residence time in the temperature range of 550 to 650 ° C. is 15 to 60 seconds. Preferably it is 20 seconds or more. Moreover, it is preferably 50 seconds or less.
  • the primary residence time refers to the total time during which the steel sheet exists in the temperature range of 550 to 650 ° C., regardless of whether it is during cooling or temperature holding.
  • the cold-rolled sheet that has undergone primary cooling and has been primarily retained has a predetermined amount of bainite and tempered martens obtained by transforming a part of the austenite remaining after the primary retention to bainite and / or martensite.
  • the lower limit of the secondary cooling stop temperature is preferably 250 ° C., which is the lower limit temperature of the secondary residence temperature that is performed after the secondary cooling.
  • the reason for setting the average cooling rate of the secondary cooling to 10 to 25 ° C./s is that if it is less than 10 ° C./s, the cooling rate is slow, and the decomposition of austenite excessively proceeds during cooling.
  • the area ratio of martensite is less than 30% of the entire structure, and a predetermined tensile strength cannot be ensured.
  • the average cooling rate in the secondary cooling is in the range of 10 to 25 ° C./s.
  • it is 15 degrees C / s or more.
  • it is preferably 20 ° C./s or less.
  • Secondary residence condition After the secondary cooling, the steel sheet needs to be subjected to secondary residence that is maintained for 300 to 500 seconds in a temperature range of 350 to 250 ° C.
  • the secondary residence temperature exceeds 350 ° C. and / or when the secondary residence time exceeds 500 seconds
  • the amount of bainite produced increases or the tempering of martensite produced by secondary cooling proceeds excessively.
  • the tensile strength is reduced, and a low yield ratio cannot be obtained.
  • the secondary residence temperature is below 250 ° C. and / or when the secondary residence time is below 300 seconds, the tempering of martensite does not proceed sufficiently and the temperature at which hard fresh martensite is generated.
  • the secondary residence is performed under conditions where the residence is performed in a temperature range of 350 to 250 ° C. for 300 to 500 seconds.
  • a preferred secondary residence time is 380 seconds or more.
  • the preferred secondary residence time is 430 seconds or less.
  • the secondary residence time refers to the total time during which the steel sheet exists in the temperature range of 350 to 250 ° C., regardless of whether it is during cooling or temperature holding.
  • the cold-rolled sheet that has been secondarily cooled and secondarily retained needs to be subjected to third cooling for transforming the austenite remaining after the second retention to martensite.
  • generated by the said tertiary cooling is called fresh martensite, and it distinguishes from the tempered martensite which tempered by the said secondary residence.
  • a steel plate that has been subjected to continuous annealing under the above heat treatment conditions is composed of ferrite having an area ratio of 40 to 80% of the entire structure, and a second phase composed of tempered martensite, fresh martensite, and bainite.
  • the absolute value of the in-plane anisotropy ⁇ YS of the yield stress defined by the above-described equation (1) is 30 MPa or less
  • the in-plane anisotropic of the tensile strength defined by the above-described equation (2) It becomes a high-strength cold-rolled steel sheet having mechanical properties in which the absolute value of the property ⁇ TS is 30 MPa or less.
  • the steel sheet after the continuous annealing may be subjected to temper rolling with a rolling reduction of 0.1 to 1.0%, or may be subjected to a surface treatment such as electrogalvanization.
  • Thick steels A to M having various component compositions shown in Table 1 were made into steel slabs by a continuous casting method, and the steel slabs were hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a plate thickness of 3
  • a 2 mm hot-rolled sheet was pickled, cold-rolled to a cold-rolled sheet having a thickness of 1.4 mm, and then subjected to continuous annealing under the conditions shown in Table 2.
  • Test pieces were collected from the cold-rolled annealed plates thus obtained, and the steel sheet structure and mechanical properties were evaluated in the following manner.
  • ⁇ Steel structure> After polishing the sheet thickness section (L section) in the rolling direction of the steel sheet, it corrodes with 1 vol% nital liquid, and the position of 1/4 of the sheet thickness from the steel sheet surface is 1000 times using SEM (Scanning Electron Microscope). 3 fields of 40 ⁇ m ⁇ 28 ⁇ m range were captured at the magnification of, and the area ratio of each phase, the aspect ratio of fresh martensite, the average particle size of fresh martensite, bainite using Adobe Photoshop from Adobe Systems, Inc. The average particle size of the precipitated carbide was measured and the average of three fields of view was determined.
  • test piece from three directions of rolling direction (L direction) of steel sheet, 45 ° direction (D direction) with respect to rolling direction and direction perpendicular to rolling direction (C direction).
  • the sample was collected and subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241, and the yield stress (YS L , YS D , YS C ) and tensile strength (TS L , TS D , TS C ) in each direction were measured.
  • the steel sheets obtained by annealing the cold-rolled sheet having the component composition suitable for the present invention under the continuous annealing conditions suitable for the present invention are all high strength with a tensile strength TS of 780 MPa or more, and the yield ratio YR is It can be seen that the absolute value of the in-plane anisotropy of the yield stress YS and the tensile strength TS is as small as 30 MPa or less, which is as low as 70% or less, and the objective of the present invention can be achieved.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has a high strength with a tensile strength TS of 780 MPa or more, a yield ratio YR as low as 70% or less, and an absolute value of in-plane anisotropy of tensile properties as small as 30 MPa or less.
  • the material is not limited to a material for a high-strength member of an automobile body, and can be suitably used for applications requiring the above characteristics.

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Abstract

ｍａｓｓ％でＣ：０．０７～０．１２％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：２．２～２．８％、ＴｉおよびＮｂを合計で０．０２～０．０８％含有する鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、連続焼鈍して、全組織に対する面積率が４０～８０％のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第２相とからなり、第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０～８０％で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が１．０～１．５の範囲である鋼組織とすることで、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下で、降伏応力および引張強さの面内異方性の絶対値がそれぞれ３０ＭＰａ以下の機械的特性を有する高強度冷延鋼板を得る。

Description

高強度冷延鋼板とその製造方法
　本発明は、主として自動車車体の強度部材に用いられる高強度冷延鋼板とその製造方法に関し、具体的には、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上で、降伏比ＹＲが小さく、引張特性の異方性が小さい高強度冷延鋼板とその製造方法に関するものである。
　近年、地球環境を保護する観点から、自動車のＣＯ２排出量削減に向けた燃費改善が強く求められている。また、乗員の安全性を確保する観点から、自動車車体の強度向上も強く求められている。これらの要求に応えるため、自動車車体の素材となる鋼板を高強度化するとともに薄肉化し、自動車車体の軽量化と高強度化を図る動きが活発となっている。
　しかし、素材鋼板の高強度化に伴ない、降伏応力や引張強さ等の機械的特性のばらつき（面内異方性）が大きくなる傾向にあるが、該ばらつきは、成形部品の寸法精度を悪化させる。そのため、高強度鋼板において、機械的特性のばらつきを低減することは重要である。また、一般に高強度化に伴ない、降伏比ＹＲが高くなるため、成形後のスプリングバックも大きくなるので、降伏比の低減も重要である。
　そこで、高強度鋼板の機械的特性のばらつきおよび降伏比の低減に応えるための技術が幾つか提案されている。例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０６～０．１２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．２～２．６ｍａｓｓ％含有する鋼板の｛φ１，Φ，φ２｝＝｛０°，３５°，４５°｝における３次元結晶方位分布関数を２．５以下とし、鋼板組織を、フェライト主相とし、全組織に対するマルテンサイト相の体積分率５～２０％に制御することで、降伏強度の面内方性を小さくする技術が開示されている。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．０６～０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５～１．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．５～３．０ｍａｓｓ％含有する鋼板に、Ａｌを０．５～１．５ｍａｓｓ％添加して、Ａｃ１～Ａｃ３の２相温度域を拡大することで、連続焼鈍条件の変動による組織変化を小さくして、機械的特性のばらつきを抑制する技術が開示されている。
　また、特許文献３には、Ｃ：０．０３～０．１７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．５～２．５ｍａｓｓ％の鋼板に、Ｃｒを０．３～１．３ｍａｓｓ％添加し、均熱焼鈍後の冷却過程における焼入れ性を高めるとともに、生成するマルテンサイトを軟質化することで、伸びフランジ性と曲げ性を向上する技術が開示されている。
　また、特許文献４には、Ｃ：０．０６～０．１２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．２～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５～０．０７ｍａｓｓ％およびＴｉ：０．００５～０．０２５ｍａｓｓ％を含有し、金属組織がベイナイトと島状マルテンサイトとの２相組織からなり、該島状マルテンサイトの面積分率が３～２０％でかつ円相当径が３．０μｍ以下とすることで、低降伏比で、耐歪時効特性と一様伸び（均一伸び）に優れる高強度鋼板を得る技術が開示されている。
特開２０１３－１８１１８３号公報 特開２００７－１３８２６２号公報 特開２０１０－０７０８４３号公報 特開２０１１－０９４２３０号公報
　しかしながら、上記特許文献１の技術では、フェライトとマルテンサイトの２相組織であっても、マルテンサイト相の分率が２０％以下であるため、引張強さ７８０ＭＰａ以上の強度を確保することができないという問題がある。
　また、上記特許文献２の技術では、Ａｌを多量に添加する必要があり、また、均熱焼鈍後、７５０～５００℃までを２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、その後、１００℃以下まで１００℃／ｓ以上で急速冷却する特殊な冷却設備が必要であるため、実用化には大きな設備投資が必要となる。
　また、上記特許文献３の技術では、ベイナイトを含まない鋼組織であることから、ミクロ組織間での硬度差が大きく、強度が変動し易いという問題があり、しかも、鋼板の機械的特性のばらつきについては考慮していない。
　また、上記特許文献４の技術は、発明の対象が厚板であり、冷間圧延および連続焼鈍を行って製造する自動車用高強度冷延鋼板への適用は難しい。
　そこで、本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、引張強さが７８０ＭＰａ以上、低降伏比で、引張特性の異方性が小さい高強度冷延鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。
　発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討を重ねた。その結果、引張強さが７８０ＭＰａ以上、かつ、低降伏比で、引張特性の異方性が小さい高強度冷延鋼板を得るためには、冷間圧延後の連続焼鈍における均熱焼鈍で、フェライトの再結晶を十分に進行させ、かつ、適正な量のオーステナイトを生成させた後、その後の冷却条件を適正に制御することで、フェライトを主相とし、第２相がベイナイトと焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとからなり、第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０～８０％で、かつ、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が１．０～１．５の範囲である鋼組織とすることが有効であることを見出し、本発明を開発するに至った。
　上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．０７～０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．２～２．８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、かつ、ＴｉおよびＮｂのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．０２～０．０８ｍａｓｓ％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、全組織に対する面積率が４０～８０％のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第２相とからなり、第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０～８０％で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が１．０～１．５の範囲である鋼組織と、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下で、下記（１）式；
　|ΔＹＳ|＝（ＹＳＬ－２×ＹＳＤ＋ＹＳＣ）／２　・・・（１）
で定義される降伏応力の面内異方性ΔＹＳの絶対値が３０ＭＰａ以下、および、下記（２）式；
　|ΔＴＳ|＝（ＴＳＬ－２×ＴＳＤ＋ＴＳＣ）／２　・・・（２）
で定義される引張強さの面内異方性ΔＴＳの絶対値が３０ＭＰａ以下である機械的特性を有する高強度冷延鋼板である。ここで、上記（１）式および（２）式におけるＹＳＬおよびＴＳＬは、圧延方向の降伏応力および引張強さ、ＹＳＣおよびＴＳＣは、圧延方向に対して直角方向の降伏応力および引張強さ、ＹＳＤおよびＴＳＤは、圧延方向に対して４５°方向の降伏応力および引張強さである。
　本発明の上記高強度冷延鋼板は、ベイナイト中の炭化物の平均粒径が０．３μｍ以下であり、フレッシュマルテンサイトの平均粒径が１．０μｍ以下であることを特徴とする。
　また、本発明の上記高強度冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．０５～１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０５～１．０ｍａｓｓ％およびＶ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
　また、本発明の上記高強度冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００３～０．００５ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする。
　また、本発明は、上記のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延した後、連続焼鈍を施して高強度冷延鋼板を製造する際、上記連続焼鈍において、Ａｃ３－３０℃～Ａｃ３＋５０℃の温度域に６０秒以上滞留する均熱処理した後、該均熱温度から６５０℃以下まで平均冷却速度２～５℃／ｓで１次冷却し、６５０～５５０℃の温度域に１５～６０秒１次滞留した後、該滞留温度から３５０℃以下の温度域まで平均冷却速度１０～２５℃／ｓで２次冷却し、３５０～２５０℃の温度域に３００～５００秒２次滞留した後、３次冷却することにより、全組織に対する面積率が４０～８０％のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第２相とからなり、第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０～８０％で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が１．０～１．５の範囲にある鋼組織と、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下で、下記（１）式；
　|ΔＹＳ|＝（ＹＳＬ－２×ＹＳＤ＋ＹＳＣ）／２　・・・（１）
で定義される降伏応力の面内異方性ΔＹＳの絶対値が３０ＭＰａ以下、および、下記（２）式；
　|ΔＴＳ|＝（ＴＳＬ－２×ＴＳＤ＋ＴＳＣ）／２　・・・（２）
で定義される引張強さの面内異方性ΔＴＳの絶対値が３０ＭＰａ以下である機械的特性とを付与する高強度冷延鋼板の製造方法を提案する。ここで、上記（１）式および（２）式におけるＹＳＬおよびＴＳＬは、圧延方向の降伏応力および引張強さ、ＹＳＣおよびＴＳＣは、圧延方向に対して直角方向の降伏応力および引張強さ、ＹＳＤおよびＴＳＤは、圧延方向に対して４５°方向の降伏応力および引張強さである。
　本発明の高強度冷延鋼板は、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、低降伏比で、引張特性の異方性が小さいので、自動車車体の高強度部材に適用することによって、成形性の改善、成形部品の寸法精度の向上に寄与するのみならず、車体の軽量化による燃費改善および高強度化による安全性向上にも大きく寄与する。
　まず、本発明が対象とする高強度冷延鋼板（以降、単に「本発明の鋼板」ともいう）の機械的特性について説明する。
　本発明の鋼板は、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上で、引張強さＴＳに対する降伏応力ＹＳの比（ＹＳ／ＴＳ×１００）である降伏比ＹＲが７０％以下であり、下記（１）式；
　|ΔＹＳ|＝（ＹＳＬ－２×ＹＳＤ＋ＹＳＣ）／２　・・・（１）
で定義される降伏応力ＹＳの面内異方性の絶対値｜ΔＹＳ｜が３０ＭＰａ以下、かつ、下記（２）式；
　|ΔＴＳ|＝（ＴＳＬ－２×ＴＳＤ＋ＴＳＣ）／２　・・・（２）
で定義される引張強さＴＳの面内異方性の絶対値｜ΔＴＳ｜が３０ＭＰａ以下である機械的特性を有することを特徴とする。ここで、上記引張強さＴＳおよび降伏比ＹＲは、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の値であり、また、上記（１）式および（２）式におけるＹＳＬおよびＴＳＬは、圧延方向の降伏応力および引張強さ、ＹＳＣおよびＴＳＣは、圧延方向に対して直角方向の降伏応力および引張強さ、ＹＳＤおよびＴＳＤは、圧延方向に対して４５°方向の降伏応力および引張強さである。
　なお、本発明の鋼板は、引張強さＴＳの上限値については、特に規定しないが、１２００ＭＰａ程度とする。本発明の化学成分および鋼組織構成では引張強さが１２００ＭＰａが限度のためである。
　また、本発明の鋼板は、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の均一伸びが１０％以上であることも優れた特徴の１つである。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織について説明する。
　本発明の鋼板の鋼組織は、上記した機械的特性を有するためには、全組織に対する面積率が４０～８０％のフェライトと、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトから構成される第２相とからなり、第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０～８０％で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が１．０～１．５の範囲であることが必要である。このように、主相のフェライトと、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる第２相とを併存させることで、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度でも、低降伏比で引張特性の異方性が小さい機械的特性を付与することができる。以下、上記鋼組織の限定理由について、具体的に説明する。
フェライトの面積率：４０～８０％
　本発明の鋼板の鋼組織は、延性に富む軟質なフェライト中に、第２相として低温変態相（ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト）が存在する複合組織からなり、該鋼組織に占めるフェライトの面積率は、十分な延性および強度と延性のバランスを確保するため、４０％以上であることが必要である。一方、フェライトの面積率が８０％を超えると、本発明が目標とする引張強さ（７８０ＭＰａ以上）を確保することが難しくなる。よって、フェライトの面積率は４０～８０％の範囲とする。好ましくは４５～７５％の範囲である。
　本発明の鋼板の鋼組織は、上記フェライト以外の残部は、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第２相（低温変態相）である。したがって、第２相の面積率は、１００％から上述したフェライト面積率を除いた値となる。なお、フェライトおよび上記した第２相以外の組織である残留オーステナイトやパーライト、炭化物は、合計面積率で２％以下であれば含むことができる。
　ここで、上記ベイナイトは、フェライトとフレッシュマルテンサイトの中間的な硬さの組織であり、引張特性の異方性を低減する効果があるので、全鋼板組織に対する面積率で１０～３０％存在するのが好ましい。なお、上記ベイナイト量は、後述する熱処理工程で、６５０－５５０℃間に１次滞留し、所定量のフェライト量を生成させることで達成することができる。ベイナイト量は、より好ましくは３０％未満、さらに好ましくは２０％以下である。
　また、焼戻しマルテンサイトは、良好な曲げ性や伸びフランジ性を確保する上で重要な組織であり、全鋼板組織に対する面積率で２０～５０％存在するのが好ましい。
　また、フレッシュマルテンサイトは、後述するように、連続焼鈍の冷却過程の最終段階で形成される焼入れままのマルテンサイト組織であり、鋼板の降伏比を低減する効果がある。上記効果を得るためには、全鋼板組織に対する面積率で５％以上存在することが好ましい。しかし、多量に存在すると、プレス成形時にフレッシュマルテンサイトとフェライトの界面に形成されるボイド量が多くなり、プレス割れを引き起こし易くなるため、３０％以下であることが好ましい。より好ましくは１０～２０％の範囲である。
第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率：５０～８０％
　次に、本発明の鋼板において重要なことは、引張特性の異方性を低減する観点から、上記第２相の面積率に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０～８０％の範囲であることである。第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０％未満では、引張特性の異方性が大きくなるだけでなく、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。一方、８０％を超えると、７８０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが難しくなる他、降伏比が大きく上昇してしまうからである。好ましくは、５５～７５％の範囲である。
　なお、第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率は、前述した方法でフレッシュマルテンサイトの面積率を測定し、第２相の面積率からフレッシュマルテンサイトの面積率を除いた面積率を、第２相の合計面積率で除して求める。
　ここで、上記各相の面積率は、鋼板の圧延方向の板厚断面（Ｌ断面）を研磨し、１ｖｏｌ％のナイタール液で腐食した後、鋼板表面から板厚の１／４の位置をＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）を用いて１０００倍の倍率で４０μｍ×２８μｍの範囲を３視野撮像し、上記組織画像について、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて各相の面積率を測定したときの、３視野の平均値とする。なお、焼き戻しマルテンサイトは、その相中の炭化物の平均粒径が０．１μｍ未満のものを指す。また、ベイナイトは、その相中の炭化物の平均粒径が０．１μｍ以上のものを指す。
フレッシュマルテンサイトのアスペクト比：１．０～１．５
　また、本発明の鋼板において、フレッシュマルテンサイトの形態も重要であり、第２相の形態が圧延方向に伸長した割合が多くなると、プレス成形時にボイドが発生し易くなる他、亀裂も進展し易くなる。したがって、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が１．０～１．５の範囲にあることが必要である。好ましくは１．０～１．３の範囲である。フレッシュマルテンサイトのアスペクト比は、（長軸の長さ／短軸の長さ）で定義される。本発明の鋼板において、「長軸の長さ」は「鋼板の圧延方向におけるフレッシュマルテンサイトの長さ」とし、「短軸の長さ」は「鋼板の厚さ方向におけるフレッシュマルテンサイトの長さ」とする。
　なお、上記フレッシュマルテンサイトのアスペクト比は、後述する製造方法における連続焼鈍の均熱焼鈍温度を、（α＋γ）２相域の高温域からγ単相域として未再結晶組織を完全になくすとともに、適正量のオーステナイトを生成させた後、６５０℃以下の温度域までの１次冷却および６５０～５５０℃の温度域での１次滞留条件を適正範囲に制御して、均熱時に生成した上記オーステナイトを分解・縮小させることによって、アスペクト比の小さい形態とすることができる。
　また、本発明の高強度冷延鋼板は、第２相中のフレッシュマルテンサイトの平均粒径が１．０μｍ以下で、ベイナイト中に析出した炭化物の平均粒径は０．３μｍ以下であることが好ましい。
フレッシュマルテンサイトの平均粒径：１．０μｍ以下
　フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、プレス成形性に影響し、平均粒径が１．０μｍを超えると、プレス成形時にフレッシュマルテンサイトとフェライトとの界面にボイドが生成し、均一伸びが低下して、プレス割れを引き起こし易くなる。また、引張特性の異方性も、フレッシュマルテンサイトの平均粒径に依存し、平均粒径が１．０μｍを超えると、引張特性の異方性が大きくなる傾向にある。よって、フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、１．０μｍ以下であることが好ましい。より好ましくは、０．８μｍ以下である。
　なお、フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、ＳＥＭで粒と認識できる領域を一つの粒として切断法により求めた。
ベイナイト中の炭化物の平均粒径：０．３μｍ以下
　ベイナイト中の炭化物の平均粒径も、プレス成形性に影響し、平均粒径が０．３μｍを超えるとプレス成形時に、炭化物の界面でボイドが生成しやすくなり、均一伸びが低下し、プレス割れなどの問題が発生するため、０．３μｍ以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．２μｍ以下である。ベイナイト中の炭化物の平均粒径の下限値は０．１μｍである。
　なお、上記のフレッシュマルテンサイトのアスペクト比と平均粒径およびベイナイト中の炭化物の平均粒径は、後述する本発明の製造工程における１次滞留と、それに続く２次冷却の条件に大きく依存するため、それらの値を上述した範囲に制御するためには、１次滞留と２次冷却の条件を適正範囲に制御することが重要である。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。
　本発明の鋼板は、基本成分組成が、Ｃ：０．０７～０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．２～２．８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、かつ、ＴｉおよびＮｂのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．０２～０．０８ｍａｓｓ％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
Ｃ：０．０７～０．１２ｍａｓｓ％
　Ｃは、焼入れ性を高め、所定量の第２相（ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト）を確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０７ｍａｓｓ％未満では、上述した所定のミクロ組織が得られず、降伏比が７０％以下とならないばかりか、７８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するのが難しくなる。一方、Ｃ含有量が０．１２ｍａｓｓ％を超えると、第２相の粒径が大きくなり、また、ベイナイトの生成量が減少して、引張特性の異方性が大きくなり易くなる。よって、Ｃ含有量は、０．０７～０．１２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０９ｍａｓｓ％以上である。また、好ましくは０．１１ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉ：０．７ｍａｓｓ％以下
　Ｓｉは、固溶強化元素であるとともに、均一伸び等の加工性を向上させる元素でもある。上記効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上含有させるのが好ましい。しかし、０．７ｍａｓｓ％を超えると、赤スケールの発生等による表面性状の劣化や、化成処理性の劣化を引き起こす。また、Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、５５０～６５０℃の温度域でのフェライト生成量を増加し、第２相の生成量を減少させるため、７８０ＭＰａ以上の強度を確保することが難しくなる。よって、Ｓｉ含有量は０．７ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．６０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．５０ｍａｓｓ％以下である。さらに好ましくは０．３０ｍａｓｓ％未満、さらにより好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎ：２．２～２．８ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、連続焼鈍の均熱焼鈍後の冷却過程においてフェライトやパーライトの生成を抑制し、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を促進する、すなわち、焼入れ性を高めて第２相の生成を容易にするため、鋼板の強度を確保するのに必要な元素である。上記効果を得るためには、２．２ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。特に、水焼入れタイプに比べて冷却速度が遅いガスジェット冷却タイプの冷却設備で鋼板を製造する場合には、Ｍｎはより多く添加するのが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．８ｍａｓｓ％を超えると、スポット溶接性を損なうだけでなく、鋳造性の低下（スラブ割れ）を引き起こしたり、板厚方向のＭｎ偏析が顕著となり、降伏比が上昇したりする。また、連続焼鈍の均熱焼鈍後の冷却過程における５５０～６５０℃の温度域でのフェライト生成が抑制される他、その後の冷却過程におけるベイナイトの生成も抑制されるため、均一伸びが低下したり、引張特性の異方性が大きくなったりする。よって、Ｍｎ含有量は、２．２～２．８ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、好ましくは２．３ｍａｓｓ％以上、より好ましくは２．４ｍａｓｓ％以上である。また、好ましくは２．７ｍａｓｓ％以下、より好ましくは２．６ｍａｓｓ％以下である。
Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下
　Ｐは、固溶強化能が大きい元素であり、所望の強度に応じて適宜添加することができる。しかし、Ｐ添加量が０．１ｍａｓｓ％を超えると、溶接性の低下を招くだけでなく、粒界偏析により脆化し、耐衝撃性が低下する。よって、Ｐ含有量は０．１ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下
　Ｓは、鋼の精錬過程で不可避的に混入してくる不純物元素であり、粒界に偏析して熱間脆性を引き起こすとともに、硫化物系介在物を形成して、鋼板の局部変形能を低下させるため、低いほど好ましい。そのため、本発明では、Ｓ含有量は０．０１ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。より好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％
　Ａｌは、鋼の精錬工程で脱酸剤として添加される元素であるとともに、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有効な元素である。上記の効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１ｍａｓｓ％を超えると、粗大なＡｌＮが析出して、延性が低下する。よって、Ａｌ含有量は０．０１～０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、好ましくは０．０３ｍａｓｓ％以上である。また、好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以下である。
Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を最も劣化させる元素であり、特に０．０１５ｍａｓｓ％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となるため、０．０１５ｍａｓｓ％以下に制限する。なお、Ｎは、少ないほど望ましく、好ましくは０．０１００ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．００７０ｍａｓｓ％以下である。さらに好ましくは０．００５０ｍａｓｓ％以下である。
ＴｉおよびＮｂ：合計で０．０２～０．０８ｍａｓｓ％
　ＮｂおよびＴｉは、いずれも鋼中で炭窒化物を形成して結晶粒を微細化するため、鋼の高強度化に有効な元素である。特に、ガスジェット冷却タイプの冷却装置を有する連続焼鈍設備で本発明を実施する場合には、７８０ＭＰａ以上の引張強さを安定的に確保するため、ＮｂおよびＴｉを積極的に添加する必要がある。そこで、本発明においては、上記効果を得るため、ＮｂおよびＮｂの１種または２種を合計で０．０２ｍａｓｓ％以上添加する。一方、ＮｂおよびＴｉの合計添加量が０．０８ｍａｓｓ％を超えると、製品板の組織中に未再結晶組織が残存するようになり、引張特性の異方性が大きくなる。よって、ＮｂおよびＴｉの添加量は、合計で０．０２～０．０８ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、ＮｂおよびＴｉの合計添加量は好ましくは０．０３ｍａｓｓ％以上である。また、好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下である。
　本発明の鋼板は、上記必須の成分に加えてさらに、Ｃｒ：０．０５～１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０５～１．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００３～０．００５ｍａｓｓ％から選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
　Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢは、いずれも、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制して、焼入れ性を高める効果を有するので、必要に応じて添加することができる。上記効果を得るためには、Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの１種または２種以上を、それぞれＣｒ：０．０５ｍａｓｓ％以上、Ｍｏ：０．０５ｍａｓｓ％以上、Ｖ：０．０１ｍａｓｓ％以上、Ｂ：０．０００３ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの添加量が、それぞれＣｒ：１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：１．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１ｍａｓｓ％およびＢ：０．００５ｍａｓｓ％を超えると、硬質なマルテンサイトの量が増大して、高強度化し過ぎ、鋼板に必要な加工性を得ることができなくなる。よって、Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢを添加する場合には、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。なお、上記元素はより好ましくは、それぞれＣｒ：０．１ｍａｓｓ％以上、Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以上、Ｖ：０．０３ｍａｓｓ％以上およびＢ：０．０００５ｍａｓｓ％以上である。一方、上記元素はより好ましくは、それぞれＣｒ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．０６ｍａｓｓ％以下およびＢ：０．００２ｍａｓｓ％以下である。
　本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。なお、本発明の上記鋼板は、不純物元素として、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｏ，Ｃａ，Ｗ，ＮａおよびＭｇを合計で０．０１ｍａｓｓ％以下であれば含有していてもよく、本発明の作用効果を害するものではない。
　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。
　本発明の鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を冷間圧延して所定の板厚の冷延板とした後、該冷延板に、本発明が規定する所定の条件の連続焼鈍を施すことにより製造する。
　本発明の鋼板の素材となる鋼スラブ（鋼片）は、転炉等で吹錬した鋼を真空脱ガス処理装置等で二次精錬して上記の所定の成分組成に調整した後、造塊－分塊圧延法や連続鋳造法等、従来公知の方法を用いて製造すればよく、顕著な成分偏析や組織の不均一が発生しなければ、製造方法に特に制限はない。
　続く熱間圧延は、鋳造ままの高温スラブをそのまま圧延（直送圧延）してもよいし、冷却したスラブを装入炉で再加熱してから圧延するようにしてもよい。スラブ再加熱温度ＳＲＴは、高温になり過ぎると、酸化によるスケールロスが増大するため、１３００℃以下とするのが好ましい。一方、１２００℃未満になると、熱間圧延の圧延荷重が増大し、圧延トラブルを引き起こし易くなる。したがって、スラブ加熱温度は、１２００～１３００℃の範囲とするのが好ましい。
　また、熱間圧延における仕上圧延終了温度ＦＴは、製品板の引張特性の面内異方性を小さくするのに好ましい集合組織を得るため、８００℃以上とするのが好ましい。仕上圧延終了温度が８００℃未満では、熱間圧延の負荷が大きくなるだけでなく、一部の成分系では、Ａｒ３変態点以下のフェライト域での圧延となり、表層が粗大粒となる。一方、仕上圧延終了温度が９５０℃を超えると、熱間圧延時の再結晶が促進され、オーステナイトを未再結晶状態で圧延することができないため、フェライト組織が粗大化し、所定の強度を確保することが難しくなる。よって、仕上圧延終了温度ＦＴは、８００～９５０℃の範囲が好ましい。
　また、熱間圧延における巻取温度ＣＴは、６５０～４００℃の範囲とするのが好ましい。巻取温度が６５０℃を超えると、熱延板のフェライト粒径が大きくなり、製品板に所望の強度を付与することが困難となったり、スケール性の表面欠陥が発生しやすくなる。一方、巻取温度が４００℃未満では、熱延板の強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大するため、生産性の低下を招く。よって、巻取温度は６５０～４００℃の範囲とするのが好ましい。
　上記のようにして得た熱延板は、その後、酸洗して脱スケールした後、圧下率が４０～８０％の冷間圧延を行い、板厚が０．５～３．０ｍｍの冷延鋼板とするのが好ましい。なお、冷間圧延の圧下率が小さいと、その後に行なわれる焼鈍後の組織が不均一となり、引張特性の異方性が大きくなり易いので、５０％以上とするのがより好ましい。
　次いで、上記所定の板厚とした冷延板には、上記した鋼組織と機械的特性を付与するため、本発明において最も重要な工程である連続焼鈍を施す。以下、熱処理条件について説明する。
熱処理
　この熱処理は、Ａｃ３－３０℃～Ａｃ３＋５０℃の温度域で６０秒以上保持する均熱処理した後、平均冷却速度２～５℃／ｓで６５０℃以下まで冷却（１次冷却）し、５５０～６５０℃の温度域に１０～５０秒滞留（１次滞留）した後、さらに、平均冷却速度１５～３０℃／ｓで３５０℃以下まで冷却（２次冷却）し、３５０℃～２５０℃の温度域に３００～５００秒滞留（２次滞留）した後、３次冷却する熱処理である。
加熱条件
　均熱温度までの加熱条件は、再結晶を十分に進行させる観点から６５０℃超えの温度域では１０℃／ｓ以下とするのが好ましい。１０℃／ｓを超える加熱速度では連続焼鈍後の鋼板組織が不均一となり、引張特性の異方性が大きくなるからである。より好ましくは８℃／ｓ以下である。
均熱処理条件
　均熱処理（均熱焼鈍）は、冷間圧延によって形成されたフェライト圧延組織を十分に再結晶させるとともに、フェライト中に第２相を形成させるために必要なオーステナイトに変態させるため、Ａｃ３－３０℃～Ａｃ３＋５０℃の温度域に、６０秒以上滞留させることが必要である。均熱焼鈍温度が、Ａｃ３－３０℃未満の場合には、圧延方向に伸展した圧延組織が残存し易く、引張特性の異方性が大きくなる。好ましい均熱温度の下限はＡｃ３－２０℃である。一方、均熱焼鈍温度がＡｃ３＋５０℃を超えると、生成したオーステナイトが粗大となり、３次冷却で生成するフレッシュマルテンサイトの平均粒径が１．０μｍを超えるため、１０％以上の均一伸びが得られず、成形性が低下する。好ましい均熱温度の上限はＡｃ３＋４０℃である。また、均熱焼鈍時間が６０秒未満では、フェライトのオーステナイトへの逆変態が十分に進まず、所定量のオーステナイトを確保できず、所望の強度が得られなかったり、また、未再結晶粒の残存が多い場合にはプレス成形性が低下したり、引張強度の異方性が大きくなるおそれがある。そのため、均熱焼鈍時間は６０秒以上とする。好ましくは１００秒以上である。なお、均熱焼鈍時間が５００秒を超えると、オーステナイトの粒径が粗大となり、連続焼鈍後の鋼板組織で粗大なマルテンサイトが生成されやすくプレス成形性が劣化するだけでなく、エネルギーコストの増大を招く。そのため、上限は５００秒とするのが好ましい。
　ここで、上記Ａｃ３点は、実験により求めても良いが、次式によっても算出することができる。
　Ａｃ３点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ％］１／２＋４４．７×［Ｓｉ％］－３０×［Ｍｎ％］＋７００×［Ｐ％］＋４００×［Ａｌ％］－２０×［Ｃｕ％］＋３１．５×［Ｍｏ％］＋１０４×［Ｖ％］＋４００×［Ｔｉ％］
　なお、上記式中の［Ｘ％］は、鋼板の成分元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）であり、含有しないときは“０”とする。
１次冷却条件
　上記均熱処理に続く１次冷却は、所定量のフェライト量を確保するため、上記均熱焼鈍温度から、６５０～５５０℃の１次冷却停止温度まで、平均冷却速度２～５℃／ｓで冷却することが必要である。平均冷却速度が２℃／ｓ未満では、冷却中にオーステナイトの分解が過度に進行し、５５０～６５０℃の温度域での１次滞留より前に生成するフェライト量が多くなり過ぎ、焼鈍後に所望の強度が得られない。一方、平均冷却速度が５℃／ｓを超えると、逆に、冷却中のオーステナイトの分解が不足し、所定のフェライト分率が確保できず、７０％以下の低降伏比が得られなくなる。よって、１次冷却の平均冷却速度は２～５℃／ｓの範囲とする。
　また、１次冷却の冷却停止温度を６５０℃以下とする理由は、６５０℃を超えると、オーステナイトの分解が進まず、オーステナイトが増加するため、結果として、硬質なベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトからなる第２相が多くなり過ぎ、低降伏比を実現できなくなる。ただし、１次冷却の終点温度が５５０℃未満になると、フェライトの生成量が増大するため、製品板の引張強さ７８０ＭＰａ以上を確保するのが難しくなるので、１次冷却の停止温度は５５０℃以上とするのが好ましい。
１次滞留条件
　１次冷却した鋼板は、その後、所定量のフェライトを生成させるため、１次冷却停止温度、すなわち、５５０～６５０℃の温度域に１５～６０秒滞留させる１次滞留を施すことが必要である。
　１次滞留の温度が６５０℃を超えると、フェライト量が少なくなり低降伏比が得られなかったり、一方、５５０℃未満では、フェライト量が多くなり焼鈍後の強度が確保できない可能性がある。また、上記温度域での滞留時間が１５秒未満では、オーステナイトの分解が進まず、第２相が増加するため、低降伏比が得られない。一方、滞留時間が６０秒を超えると、オーステナイトの分解が進み過ぎて、フェライトの面積率が過大となって第２相を所定量確保することができず、７８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることが難しくなる。したがって、５５０～６５０℃の温度域での滞留時間は１５～６０秒とする。好ましくは２０秒以上である。また、好ましくは５０秒以下である。なお、上記１次滞留時間は、鋼板が５５０～６５０℃の温度域に存在している全時間をいい、冷却中、温度保持中を問わない。
２次冷却条件
　１次冷却し、１次滞留した冷延板は、その後、１次滞留後に残されたオーステナイトの一部をベイナイトおよび／またはマルテンサイトに変態させて、所定量のベイナイトと焼戻しマルテンサイトを確保するため、１次滞留温度の５５０～６５０℃から３５０℃以下の温度まで、平均冷却速度１０～２５℃／ｓで冷却する２次冷却を施すことが必要である。
　なお、２次冷却の停止温度の下限は、２次冷却の後に行う２次滞留温度の下限温度である２５０℃とするのが好ましい。
　また、上記２次冷却の平均冷却速度を１０～２５℃／ｓとする理由は、１０℃／ｓ未満では、冷却速度が遅く、冷却中に過度にオーステナイトの分解が進行し過ぎるため、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率が全組織の３０％未満となり、所定の引張強さを確保できなくなる。一方、２５℃／ｓを超えると、逆に冷却中のオーステナイトの分解が不足し、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率が過大となるため、引張強さが大きく上昇し、引張特性の異方性も大きくなる。よって、２次冷却における平均冷却速度は１０～２５℃／ｓの範囲とする。好ましくは１５℃／ｓ以上である。また、好ましくは２０℃／ｓ以下である。
２次滞留条件
　２次冷却した鋼板は、その後、３５０～２５０℃の温度域で３００～５００秒保持する２次滞留を施すことが必要である。
　２次滞留温度が３５０℃を超えると、および／または、２次滞留時間が５００秒を超えると、ベイナイトの生成量が増加したり、２次冷却で生成したマルテンサイトの焼戻しが過度に進行して、引張強さが低下したりするため、低降伏比が得られなくなる。一方、２次滞留温度が２５０℃を下回ると、および／または、２次滞留時間が３００秒を下回ると、マルテンサイトの焼戻しが十分に進行せず、また、硬質なフレッシュマルテンサイトが生成する温度域となり、製品板のフレッシュマルテンサイト量が増加し過ぎるため、引張特性の異方性が大きくなる。したがって、２次滞留は、３５０～２５０℃の温度域で３００～５００秒滞留させる条件とする。好ましい２次滞留時間は３８０秒以上である。また、好ましい２次滞留時間は４３０秒以下である。なお、上記２次滞留時間は、鋼板が３５０～２５０℃の温度域に存在している全時間をいい、冷却中、温度保持中を問わない。
３次冷却条件
　２次冷却し、２次滞留した冷延板は、その後、上記２次滞留後に残留しているオーステナイトをマルテンサイトに変態させるための３次冷却を行うことが必要である。なお、上記３次冷却で生成した焼入れままのマルテンサイトをフレッシュマルテンサイトといい、上記２次滞留で焼戻しを行なった焼戻しマルテンサイトと区別する。
　上記熱処理条件で連続焼鈍を施した鋼板は、全組織に対する面積率が４０～８０％のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第２相とからなり、第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０～８０％で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が１．０～１．５の範囲にある鋼組織と、引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下で、先述した（１）式で定義される降伏応力の面内異方性ΔＹＳの絶対値が３０ＭＰａ以下、および、先述した（２）式で定義される引張強さの面内異方性ΔＴＳの絶対値が３０ＭＰａ以下である機械的特性を有する高強度冷延鋼板となる。
　なお、上記連続焼鈍後の鋼板は、その後、圧下率が０．１～１．０％の調質圧延を施してもよく、また、電気亜鉛めっき等の表面処理を施してもよい。
　表１に示す種々の成分組成を有する符号Ａ～Ｍの鋼を溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした後、該鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延して板厚３．２ｍｍの熱延板とし、酸洗した後、冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延板とし、その後、該冷延板に表２に示す条件の連続焼鈍を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　斯くして得た冷延焼鈍板から試験片を採取し、以下の要領で鋼板組織および機械的特性を評価した。
＜鋼板組織＞
・　鋼板の圧延方向の板厚断面（Ｌ断面）を研磨した後、１ｖｏｌ％のナイタール液で腐食し、鋼板表面から板厚の１／４の位置をＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）を用いて１０００倍の倍率で４０μｍ×２８μｍの範囲を３視野撮像し、上記組織画像から、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて各相の面積率、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比、フレッシュマルテンサイトの平均粒径、ベイナイト中の析出した炭化物の平均粒径を測定し、３視野の平均を求めた。
＜機械的特性＞
・　降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、均一伸びおよび全伸び：鋼板の圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行い、測定した。また、降伏比ＹＲは、上記のように測定して得た降伏応力ＹＳと引張強さＴＳから求めた。
　なお、引張特性は、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲが７０％以下のものを本発明に適合していると評価した。
・　引張特性の異方性：鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）および圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行い、各方向の降伏応力（ＹＳＬ、ＹＳＤ、ＹＳＣ）および引張強さ（ＴＳＬ、ＴＳＤ、ＴＳＣ）を測定し、下記（１）式；
　|ΔＹＳ|＝（ＹＳＬ－２×ＹＳＤ＋ＹＳＣ）／２　・・・（１）
を用いて降伏応力ＹＳの面内異方性の絶対値、および、下記（２）；
　|ΔＴＳ|＝（ＴＳＬ－２×ＴＳＤ＋ＴＳＣ）／２　・・・（２）
を用いて引張強さＴＳの面内異方性の絶対値を求めた。
　なお、引張特性の面内異方性は、│ΔＹＳ│≦３０ＭＰａ、│ΔＴＳ│≦３０ＭＰａ以下の両方を満たすものを、本発明に適合していると評価した。
　上記評価の結果を表３に示した。この結果から、本発明に適合する成分組成を有する冷延板を、本発明に適合する連続焼鈍条件で焼鈍した鋼板は、いずれも引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度で、降伏比ＹＲが７０％以下と低く、降伏応力ＹＳおよび引張強さＴＳの面内異方性の絶対値が３０ＭＰａ以下と小さく、本発明の目標を達成できていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明の高強度冷延鋼板は、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度で、降伏比ＹＲが７０％以下と低く、引張特性の面内異方性の絶対値が３０ＭＰａ以下と小さいので、自動車車体の高強度部材の素材に限定されるものではなく、上記特性が求められる用途に好適に用いることができる。

Claims (5)

  1. Ｃ：０．０７～０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．２～２．８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、かつ、ＴｉおよびＮｂのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．０２～０．０８ｍａｓｓ％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    全組織に対する面積率が４０～８０％のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第２相とからなり、第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０～８０％で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が１．０～１．５の範囲である鋼組織と、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下で、下記（１）式で定義される降伏応力の面内異方性ΔＹＳの絶対値が３０ＭＰａ以下、および、下記（２）式で定義される引張強さの面内異方性ΔＴＳの絶対値が３０ＭＰａ以下である機械的特性を有する高強度冷延鋼板。
    　　　　　　　　　　記
    　|ΔＹＳ|＝（ＹＳＬ－２×ＹＳＤ＋ＹＳＣ）／２　・・・（１）
    　|ΔＴＳ|＝（ＴＳＬ－２×ＴＳＤ＋ＴＳＣ）／２　・・・（２）
    　ここで、ＹＳＬ、ＴＳＬ：圧延方向の降伏応力、引張強さ
    　　　　　ＹＳＣ、ＴＳＣ：圧延方向に対して直角方向の降伏応力、引張強さ
    　　　　　ＹＳＤ、ＴＳＤ：圧延方向に対して４５°方向の降伏応力、引張強さ
  2. ベイナイト中の炭化物の平均粒径が０．３μｍ以下であり、フレッシュマルテンサイトの平均粒径が１．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．０５～１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０５～１．０ｍａｓｓ％およびＶ：０．０１～０．１ｍａｓｓ％から選ばれる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または２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００３～０．００５ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
  5. 請求項１～４のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延した後、連続焼鈍を施して高強度冷延鋼板を製造する際、
    上記連続焼鈍において、Ａｃ３－３０℃～Ａｃ３＋５０℃の温度域に６０秒以上滞留する均熱処理した後、該均熱温度から６５０℃以下まで平均冷却速度２～５℃／ｓで１次冷却し、６５０～５５０℃の温度域に１５～６０秒１次滞留した後、該滞留温度から３５０℃以下の温度域まで平均冷却速度１０～２５℃／ｓで２次冷却し、３５０～２５０℃の温度域に３００～５００秒２次滞留した後、３次冷却することにより、
    全組織に対する面積率が４０～８０％のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第２相とからなり、第２相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が５０～８０％で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が１．０～１．５の範囲にある鋼組織と、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下で、下記（１）式で定義される降伏応力の面内異方性ΔＹＳの絶対値が３０ＭＰａ以下、および、下記（２）式で定義される引張強さの面内異方性ΔＴＳの絶対値が３０ＭＰａ以下である機械的特性とを付与する高強度冷延鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　記
    　|ΔＹＳ|＝（ＹＳＬ－２×ＹＳＤ＋ＹＳＣ）／２　・・・（１）
    　|ΔＴＳ|＝（ＴＳＬ－２×ＴＳＤ＋ＴＳＣ）／２　・・・（２）
    　ここで、ＹＳＬ、ＴＳＬ：圧延方向の降伏応力、引張強さ
    　　　　　ＹＳＣ、ＴＳＣ：圧延方向に対して直角方向の降伏応力、引張強さ
    　　　　　ＹＳＤ、ＴＳＤ：圧延方向に対して４５°方向の降伏応力、引張強さ
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2023530502A (ja) * 2020-06-17 2023-07-18 ポスコ カンパニー リミテッド 成形性に優れた高強度鋼板及びこの製造方法
JP2023534180A (ja) * 2020-07-20 2023-08-08 アルセロールミタル 熱処理された冷間圧延鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102153197B1 (ko) 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
TWI703220B (zh) * 2020-01-06 2020-09-01 中國鋼鐵股份有限公司 汽車用鋼及其製造方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007138262A (ja) 2005-11-21 2007-06-07 Jfe Steel Kk 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010070843A (ja) 2008-08-19 2010-04-02 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011094230A (ja) 2009-09-30 2011-05-12 Jfe Steel Corp 低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法
WO2013047760A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013181183A (ja) 2012-02-29 2013-09-12 Jfe Steel Corp 降伏強度の面内異方性の小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2014005514A (ja) * 2012-06-26 2014-01-16 Jfe Steel Corp 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2015080242A1 (ja) * 2013-11-29 2015-06-04 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板
WO2016072479A1 (ja) * 2014-11-05 2016-05-12 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
WO2016194272A1 (ja) * 2015-05-29 2016-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法
WO2017038070A1 (ja) * 2015-09-04 2017-03-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5240037B2 (ja) 2009-04-20 2013-07-17 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
MX338912B (es) 2011-03-28 2016-05-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero laminada en caliente y metodo de produccion para la misma.
CN103305762A (zh) 2013-06-21 2013-09-18 安徽工业大学 一种抗拉强度400MPa级冷轧双相钢板及其制备方法
KR101561007B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
US11001906B2 (en) 2015-03-27 2021-05-11 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
CN105861943B (zh) * 2016-05-20 2018-05-25 首钢集团有限公司 一种冷轧高强孪晶诱发塑性钢及其生产方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007138262A (ja) 2005-11-21 2007-06-07 Jfe Steel Kk 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010070843A (ja) 2008-08-19 2010-04-02 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011094230A (ja) 2009-09-30 2011-05-12 Jfe Steel Corp 低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法
WO2013047760A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013181183A (ja) 2012-02-29 2013-09-12 Jfe Steel Corp 降伏強度の面内異方性の小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2014005514A (ja) * 2012-06-26 2014-01-16 Jfe Steel Corp 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2015080242A1 (ja) * 2013-11-29 2015-06-04 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板
WO2016072479A1 (ja) * 2014-11-05 2016-05-12 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
WO2016194272A1 (ja) * 2015-05-29 2016-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法
WO2017038070A1 (ja) * 2015-09-04 2017-03-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3572546A4

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2023530502A (ja) * 2020-06-17 2023-07-18 ポスコ カンパニー リミテッド 成形性に優れた高強度鋼板及びこの製造方法
JP7637161B2 (ja) 2020-06-17 2025-02-27 ポスコ カンパニー リミテッド 成形性に優れた高強度鋼板及びこの製造方法
JP2023534180A (ja) * 2020-07-20 2023-08-08 アルセロールミタル 熱処理された冷間圧延鋼板及びその製造方法

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