JP5796583B2

JP5796583B2 - 冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5796583B2
Application number: JP2013011757A
Authority: JP
Inventors: 克美山田; 典晃 ▲高▼坂; 田中　裕二; 裕二田中
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2013-01-25
Filing date: 2013-01-25
Publication date: 2015-10-21
Anticipated expiration: 2033-01-25
Also published as: JP2014141717A

Description

本発明は、自動車の骨格部品などに好適な伸びなどの加工性に優れた高強度冷延鋼板、特に、引張強度（ＴＳ）５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する安価な冷延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、自動車車体の軽量化を図るために、自動車の骨格部品や足まわり部品には高強度鋼板が多用されつつある。また、鋼板の成分組成に関しては、原材料のグローバル調達性に対応し、希少な合金元素をできるだけ使用しないことが求められている。

ここで、熱延鋼板の高強度化には、フェライト相中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭窒化物を形成させる析出強化法が積極活用されるようになってきた。特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．２％以下で、かつ、０．５０＜｛（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ）／４＋Ｎｂ／７．７５｝／Ｃとなる量のＴｉ及びＮｂの１種以上を含み、Ｆｅを主成分とし、アシキュラー・フェライト組織からなり、かつ、微細なＴｉＣ及び／又はＮｂＣが析出している組織を有することを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が提案されている。また特許文献２には、質量％で、Ｃ＜０．１０％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％を含み、Ｆｅを主成分とし、フェライト単相組織のマトリックス中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出している、ＴＳが５５０ＭＰａ以上のプレス加工性に優れた薄鋼板が提案されている。さらに、特許文献３には質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．０３〜０．０６％を含有し、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量の合計を０．０１％以下に制限し、Ｃ量に対するＴｉ量の比が、Ｔｉ／Ｃ：０．３７５〜１．６であり、結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径が０．８〜３ｎｍであり、平均個数密度が、１×１０^１７［個/ｃｍ^３］以上であり、引張強度が５４０〜６５０ＭＰａであることを特徴とする省合金型高強度熱延鋼板も提案されている。

特開平７−１１３８２号公報特開２００２−３２２５３９号公報特開２０１１−２６６９０号公報特開２００９−３１２６９号公報

しかしながら、熱延鋼板においては、上記したように、ＴｉＣ等の炭化物を微細に制御して、強度と延性のバランスに優れた鋼板を得る技術が開発されているものの、もっぱら板厚２ｍｍ程度までの鋼板を対象とするものである。これら熱延鋼板よりもさらに板厚の薄い薄鋼板、具体的には板厚１ｍｍ程度以下の薄鋼板の製造においては、熱間圧延後さらに冷間圧延を行い、再結晶焼鈍するプロセスが一般的に実施されており、再結晶焼鈍の際に炭化物の粗大化が起こるため、析出強化を活用したフェライトを主体とする組織では４４０ＭＰａを超える強度を達成することは困難であった。このため、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する冷延鋼板を製造する場合、ＳｉやＭｎといった固溶強化元素の添加が必要とされ、コスト高となるとともに、めっき性に劣るという問題があった。

そこで、本発明では、原料コストや、めっき性などの観点から、Ｓｉ、Ｍｎ等の固溶強化によらず、微細炭化物の析出強化を活用して、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、良好な伸びを有して加工性に優れる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。

本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討したところ、鋼中のＣ量とＴｉ量のバランスを適正化するとともに、Ｐ含有量の適正化により、冷延焼鈍板製造の前段階である熱延鋼板のフェライト相中に、特許文献２に開示されているようなＴｉとＭｏを含む炭化物の代わりに厚み１ｎｍ前後の板状のＴｉ炭化物（ＴｉＣ）を析出させて高強度化すること、このような熱延鋼板を素材として、適正な冷間圧延率で冷間圧延を行い、組織の回復と析出物の粗大化抑制を両立する焼鈍条件によって焼鈍することで、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに加工性に優れる冷延鋼板を製造できることを見出した。
本発明は、上記した知見に基づきなされたもので、その要旨は下記のとおりである。

質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１２％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．０５〜０．１０％、
Ｍｎ：０．１５〜０．４５％、
Ｐ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．００４％以下、
Ｎ：０．００４５％以下、
Ｔｉ：０．０９〜０．１４％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の式（１）で規定されるＴｉ^＊が下記の式（２）を満足する組成を有し、体積率：９０〜９５％のフェライト相および体積率：５〜１０％のセメンタイトを有し、前記フェライト相は再結晶率が１５％以上３０％以下の回復組織からなるとともに、該フェライト相中にはＴｉ炭化物（ＴｉＣ）が析出し、該Ｔｉ炭化物の平均の長さが１０ｎｍ未満であり、Ｔｉの析出率が８５％以上である組織を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする冷延鋼板；
Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（３．４３Ｎ＋１．５Ｓ）・・・（１）
２．４≦４Ｃ／Ｔｉ^＊≦４．５・・・（２）
ただし、式中のＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を表す。
また、Ｔｉ炭化物の平均の長さとは、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の［００１］方位において観察されるＴｉＣの長さを２００個以上に対して求め、算術平均した値である。

本発明の冷延鋼板は、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％を含有することが好ましい。

本発明の冷延鋼板は、上記の組成を有する鋼を、１１５０〜１２５０℃に加熱後、仕上げ圧延終了温度：８８０〜９３０℃で熱間圧延し、１０℃/s以上の平均冷却速度で冷却して巻取温度：５７５〜６５０℃で巻取り、酸洗後、圧延率：４５〜６５％で冷間圧延し、昇温速度：３０℃/ｓ以下で８００〜８６０℃に加熱後、６０〜１８０ｓ保持の焼鈍を行い、引き続き２８０℃以上３５０℃以下で２４０ｓ以上保持の過時効処理を施す方法によって製造できる。

本発明により、伸びなどの加工性に優れる板厚の薄い高強度冷延鋼板、たとえば板厚１ｍｍ以下で５９０ＭＰａ以上のＴＳを有する加工性の良好な冷延鋼板を安価で製造できるようになった。本発明の鋼板は、自動車の骨格部品などに好適である。

本発明では、回復フェライト相中に一辺が１０ｎｍ未満の微細な板状ＴｉＣを、Ｔｉの析出率を８５％以上として多数析出させることで、伸び特性を劣化させることなく高強度化を図っている。特許文献２に開示されているようなＴｉとＭｏを含む炭化物の代わりに、ＴｉＣのみを用いているので高価なＭｏの使用は必要なく、また固溶強化元素として多用されるＳｉ、Ｍｎを低減することで、さらに合金コストを大幅に削減している。

本発明において焼鈍後の析出強化を維持する上で最も重要なポイントは、このような低合金の成分系で、熱延鋼板の段階での微細炭化物の粗大化をできるだけ抑制することである。本発明においては、Ｃ量とＴｉ量のバランスを最適化し、かつ、Ｐの適正添加により、熱延鋼板の段階でのＴｉＣを厚み１ｎｍ前後の板状形態に維持することに成功した。この初期微細析出形態の確保に加え、主として板厚を調整するための冷間圧延の後、冷間圧延により形成された加工組織を速やかに回復させる焼鈍を施すことにより、再結晶率が１５％以上３０％以下となる回復フェライト内に、一辺の長さが１０ｎｍ未満の板状ＴｉＣを分散させ、５９０ＭＰａ以上のＴＳを確保する。なお、本発明の冷延鋼板は概ね２０％以上の伸び特性を有しており、高強度と良好な加工性を両立するものである。

熱延鋼板の段階で板状形態を有し微細に析出したＴｉＣは母相フェライトとの間にＢａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの方位関係（Ｂａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの方位関係：体心立方構造（ｂｃｃ）である母相Ｆｅに、ＮａＣｌ型のＭＣ炭化物が整合析出する際の典型的方位関係。（１００）_ｂｃｃ／／（１００）_ＭＣ，［００１］_ｂｃｃ／／［０１１］_ＭＣ）を有している。一般に冷間圧延後の焼鈍工程において、ＴｉＣがオストワルド成長することにより、ＴｉＣの析出強化能は急激に低下する。しかし、初期の析出物と母相の方位関係が維持される回復粒においては、焼鈍時の成長が抑制される。一方、再結晶が起こると、初期の析出物の方位関係は解消するため、ＴｉＣは速やかに球状形態に遷移し、急激に粗大化する。このため、本発明においてはフェライト組織の再結晶率を１５％以上３０％以下に抑制する。

以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。

１）成分組成
Ｃ：０．０７〜０．１２％
ＣはＴｉＣとしてフェライト相中に微細に析出し、高強度化に寄与する重要な元素である。Ｃ量が０．０７％未満だと熱延鋼板の段階で十分な強度が得られず、冷延焼鈍後に５９０ＭＰａ以上のＴＳが確保できない。一方、０．１２％を超えるとベイナイト相やパーライトなどの硬質相が形成されやすくなり、伸び特性の低下を招き、さらに、伸びフランジ性の劣化も招く。したがって、Ｃ量は０．０７〜０．１２％とする。

Ｓｉ＋Ａｌ：０．０５〜０．１０％
ＳｉやＡｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素である。本鋼は同じく脱酸元素であるＴｉをＴｉＣとして析出させるのに利用するため、Ｓｉ、Ａｌによる脱酸は必須であり、そのためにＳｉとＡｌの合計の含有量であるＳｉ＋Ａｌを０．０５％以上とすることが必要である。一方、ＡｌもＳｉもＡ_３変態温度を上昇させる元素であり、その合計の含有量が０．１０％を超えると、二相域圧延を回避するため熱間圧延の仕上げ温度を高くする必要があり、このため、スラブ加熱温度を高温化せざるを得ず、製造コスト高を招く。さらに、変態点上昇により、ＴｉＣを析出させるために高温巻取りとする必要が生じ、ＴｉＣの粗大化を招いてしまう。このため、Ｓｉ量＋Ａｌ量は０．１０％以下とする。
なお、Ｓｉ量は脱酸の効果を得る上では、０．０３％以上とすることが好ましいが、一方、めっき性に悪影響を及ぼす元素のひとつであるため、０．０８％以下とすることが好ましい。Ａｌ量は脱酸の効果を得る上では、０．０２％以上とすることが好ましいが、過剰に添加しても脱酸効果は飽和し、いたずらに変態点が上昇するため、０．０５％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．１５〜０．４５％
Ｍｎは、固溶強化能の高い元素であるため鋼の強度レベルの調整に、また、鋼の変態温度を低下させるため熱間圧延前の加熱温度低下に効果的であり、このような効果を得るため、Ｍｎ量は０．１５％以上とする。一方で、過剰な添加は高コストとなる上、偏析によりバンド状組織が形成されやすく、伸びの低下を招き、さらに伸びフランジ性の低下も招くため、Ｍｎ量は０．４５％以下とする。

Ｐ：０．０１〜０．０５％
上述したように、ＰはＴｉＣの微細化を促進し、高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｐ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．０５％を超えるとＦｅ−Ｔｉ−Ｐ等を形成し、ＴｉＣとして析出するために有効となるＴｉ量の低下を招くため、Ｐ量は０．０１〜０．０５％とする。

Ｓ：０．００４％以下
本発明においては、Ｓは主にＴｉＳとして固定され、前記の式（１）で規定するＴｉ^＊（有効Ｔｉ量）の低下につながるため、Ｓは低いほど好ましいが、０．００４％程度までは許容できるため、Ｓ量の上限を０．００４％とする。

Ｎ：０．００４５％以下
Ｎ量が０．００４５％を超えると粗大なＴｉＮが形成され、後述する有効Ｔｉ量の低下を招き、ＴｉＣによる析出強化が十分に発揮できないうえ、伸びが低下し、さらに伸びフランジ性も低下する。このため、Ｎ量は０．００４５％以下とする。一方、Ｎ量を０．００２０％未満に制御するには製鋼工程で特別の処理が必要となり製造コスト高を招くため、Ｎ量の下限は０．００２０％程度とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．０９〜０．１４％
本発明では、ＴｉはＴｉＣを析出させる元素であり、析出強化に用いる最も重要な元素である。本発明においては、熱延鋼板の段階で十分な析出強化量を確保するためにＴｉ量の下限を０．０９％とする。一方、Ｔｉを過剰に添加した場合、固溶Ｔｉにより焼鈍時の組織回復が遅延するため、高温焼鈍が必要となり、ＴｉＣの粗大化によって目標強度が到達できなくなるため、上限を０．１４％とする。

２．４≦４Ｃ／Ｔｉ^＊≦４．５（ただし式中のＴｉ、Ｃは各元素の含有量）
本発明において、ＴｉＣとしての析出量は、含有するＴｉ量のうち、ＴｉＮとして固定される量、およびＴｉＳとして固定される量を考慮した有効Ｔｉ量、すなわちＴｉ^＊に支配される。なお、ここで有効Ｔｉ量（Ｔｉ^＊）は前記の式（１）で定義され、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（３．４３Ｎ＋１．５Ｓ）（ただし式中のＴｉ、Ｎ、Ｓは各元素の含有量）である。

本発明では、ＴｉＣのサイズおよび量の最適化のため、２．４≦４Ｃ／Ｔｉ^＊≦４．５の関係を満足する必要がある。ここで、４Ｃ／Ｔｉ^＊は、Ｃと有効Ｔｉの原子濃度比を表しており、本発明では、鋼中のＣを全てＴｉＣとして形成する場合に必要最小限となる４Ｃ／Ｔｉ^＊＝１よりも炭素過剰である２．４≦４Ｃ／Ｔｉ^＊とする。これは、固溶炭素によるγ→α変態の遅延を利用するためであり、結果的にＴｉＣの析出温度域を低下し、熱延鋼板中にＴｉＣを析出微細化させるためである。一方、４Ｃ／Ｔｉ^＊が４．５を超える炭素過剰側では、熱間圧延後の冷却過程でパーライト変態が優先し、ＴｉＣの析出が著しく抑制されるため、４Ｃ／Ｔｉ^＊≦４．５とする必要がある。

残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、以下の理由でＢ：０．０００３〜０．００１０％を含有させることが好ましい。

Ｂ：０．０００３〜０．００１０％
Ｂは、本発明において、ＣやＰと同様、熱延鋼板の段階での初期ＴｉＣ析出を微細にする効果のある元素であり、この効果を得る上では、０．０００３％以上含有させることが必要となる。一方、Ｂ量が０．００１０％を超えると、効果が飽和するばかりでなく、熱間圧延時の荷重増大につながるため、Ｂ量は０．００１０％以下とする必要がある。

２）ミクロ組織
本発明の鋼板は、体積率：９０％〜９５％のフェライト相および体積率：５％〜１０％のセメンタイトを有し、前記フェライト相は再結晶率が１５％以上３０％以下の回復組織からなるとともに、該フェライト相中にはＴｉ炭化物（ＴｉＣ）が析出し、該Ｔｉ炭化物の平均の長さが１０ｎｍ未満であり、Ｔｉの析出率が８５％以上である組織を有する。

再結晶率が１５％以上３０％以下の回復組織からなるフェライト相の体積率：９０％〜９５％
本発明の鋼板の焼鈍時に、完全再結晶組織を得るために高温焼鈍を施すと、製造上コスト高になるばかりでなく、上記したように、熱延鋼板の段階で板状形態を有し微細に析出していたＴｉＣが急激に粗大化して強度低下を招き、また再結晶組織が微細であるため高伸び特性を得ることが難しくなる。このため、本発明においては、再結晶率が１５％以上３０％以下である回復組織からなるフェライト組織を主相とする。フェライト相の再結晶率が３０％を超えると、上記のように、所望の強度を得ることが困難となるため、再結晶率は３０％以下とする。一方、再結晶率が１５％未満になると、伸びが低下し加工性に悪影響を与えるため、再結晶率は１５％以上とする。また、フェライト相の体積率が９０％未満では、良好な伸び特性を得ることが困難であり、一方、９５％を超えると、後述するセメンタイトの体積率を確保することができない。このため、前記フェライト相の体積率は９０％〜９５％とする。

ここで、再結晶率は、焼鈍後の冷延鋼板について、圧延方向に沿った断面組織（Ｌ断面組織）を走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）により観察して得られた、観察視野における全フェライトの面積に対する再結晶フェライトの面積の比率（面積率）を求め、これを再結晶率とした。

セメンタイトの体積率：５〜１０％
本発明の鋼板の成分組成では、前述のように４Ｃ／Ｔｉ^＊を所定範囲として、Ｃと有効Ｔｉの原子濃度の比を１よりも大きくしているため、セメンタイトが熱延鋼板組織中の粒界に析出する。粒界セメンタイトが組織形成に及ぼす影響は必ずしも明らかではないが、熱間圧延後の冷間圧延時に歪が集中し、焼鈍時の再結晶を促進すると考えられる。この熱延鋼板の段階で析出しているセメンタイトの多くは、焼鈍後は一旦固溶するが、後述する過時効処理によって固溶炭素を固着し、伸び特性確保に有用となる。このような効果を得るため、本発明の鋼板中のセメンタイトの体積率は５％以上とする。一方、セメンタイトの体積率が大きくなりすぎると、ＴｉＣの析出を抑制することとなり、また、所望のフェライト量を確保することができなくなるため、セメンタイトの体積率は１０％以下とする。

フェライト相中のＴｉ炭化物（ＴｉＣ）の平均の長さが１０ｎｍ未満、Ｔｉの析出率が８５％以上
前記フェライト中に析出させるＴｉ炭化物の平均の長さが１０ｎｍ以上となると、ＴｉＣの析出強化能が小さくなり、５９０ＭＰa以上の強度を得ることが困難となる。また、Ｔｉの析出率が８５％未満では、析出物の量が少なくなりすぎ、５９０ＭＰa以上の強度を得ることが困難となる。このため、本発明の鋼板では、フェライト中に微細なＴｉ炭化物（ＴｉＣ）を多数析出させ、該Ｔｉ炭化物（ＴｉＣ）の平均の長さを１０ｎｍ未満とし、かつ、Ｔｉの析出率を８５％以上とする。

なおＴｉ炭化物（ＴｉＣ）の平均の長さとは、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の［００１］方位において観察されるＴｉＣの長さを２００個以上に対して求め、算術平均した値である。ここで、本発明では前記したように、焼鈍時のフェライトの再結晶を制御することで、冷延鋼板において、熱延鋼板の段階で母相フェライトとの間にＢａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの方位関係を有して析出させたＴｉＣの板状形態をほぼ維持させている。このため、冷延鋼板について、透過電子顕微鏡によりフェライト相の［００１］方位において観察されるＴｉＣは、熱延鋼板で析出させた正方板状の板状形態を有するＴｉＣの辺長（一辺の長さ）を長さとし、その厚みを幅とする略長方形形状（棒状の形状）として観察される。そこで、本発明ではこの略長方形形状に観察されるＴｉＣの長さを測定することで、冷延鋼板中のＴｉ炭化物の一辺の長さを測定している。

また、Ｔｉの析出率は、下記手法によって求めた。
まず、Ｔｉの析出量を、特許文献４に記載の方法にしたがって求めた。すなわち、対象析出物が非常に微細であるため、抽出した析出物を直接定量する一般的な析出物量の求め方では精度が出ないので、ここでは試料を非水溶媒系電解液中で所定量だけ電解した後、金属試料の残部を電解液から取り除き、次いでこの電解液の一部を採取し分析溶液とし、ＩＣＰ質量分析法を用いてＴｉおよび比較元素としてＦｅの液中濃度を測定した。得られた濃度を基に、Ｆｅに対するＴｉの濃度比を算出し、さらに、試料中のＦｅ量（質量％）を乗じることで、固溶Ｔｉ量（質量％）を求めた。試料中のＦｅ量（質量％）は、Ｆｅ以外の組成値の合計を１００質量％から減算することで求めることができる。このようにして求めた固溶Ｔｉ量を、鋼のＴｉ含有量から差し引くことにより、Ｔｉの析出量とした。そして、Ｔｉの析出率は、Ｔｉの析出率＝（Ｔｉの析出量）／（鋼のＴｉ含有量）として求めた。

なお、上記で規定した以外の残部組織に関しては、不可避的に生成するその他の組織を、合計の体積率（面積率）で５％以下程度であれば本発明の効果を損ねるものではないため、含有してもかまわない。

３）製造条件
熱間圧延前の加熱温度：１１５０〜１２５０℃
熱間圧延後に微細なＴｉＣをフェライト相中に析出させて高強度化を図るには、鋼中に析出している粗大なＴｉＣを熱間圧延前に加熱して溶解させる必要がある。本発明では１１５０℃以上の加熱で熱間圧延前の鋼中に析出しているＴｉＣを十分に溶解することが可能である。したがって、熱間圧延前の加熱温度は１１５０℃以上とする。なお、製造コストを低減する観点からは、１２５０℃以下の温度で加熱する必要があり、加熱温度は１１５０℃〜１２５０℃とする。より好ましい加熱温度範囲は１１５０℃〜１２２０℃の範囲である。

熱間圧延の仕上げ圧延終了温度：８８０〜９３０℃
仕上げ圧延終了温度が８８０℃未満となると、圧延組織が残留し、伸びが劣化し、また、伸びフランジ性も劣化する。したがって、仕上げ圧延終了温度は８８０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９３０℃を超えると十分に再結晶したオーステナイト組織からの変態になるのでフェライト組織が粗大化し、母相組織であるフェライト相の強度が顕著に低下するため、仕上げ圧延終了温度は９３０℃以下とする。

本発明では、連続鋳造後の鋼をそのまま熱間圧延する直送圧延の技術も適用することができる。このとき、８８０℃以上の仕上げ圧延終了温度を確保するために、熱間圧延前に補助的な加熱を行うこともできる。

熱間圧延後の平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
熱間圧延後巻取りまでの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満だと、冷却中にパーライト変態が起こりやすく、また、粒界セメンタイトの形成が優先し、析出強化因子である微細ＴｉＣの核生成が不十分となって、熱延鋼板における強度が十分に確保できない。本発明では、熱間圧延後に引き続き実施される冷間圧延後の焼鈍過程で、ＴｉＣが成長して大きくなり強度低下することを想定し、熱延鋼板において冷延鋼板よりも高い強度を確保するようにしている。本発明では、初期熱延鋼板における十分な核生成密度の確保のため、熱間圧延後の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。

巻取温度：５７５〜６５０℃
本発明では、熱延鋼板での強度を十分に確保することが重要であり、熱間圧延後の巻取の段階でＴｉＣを鋼中に析出させるため、巻取温度は高精度に制御する必要がある。ＴｉＣの析出にはγ→α変態の影響が大きく、特に変態点を低温化するＭｎの含有量に応じて巻取り温度を制御することが重要である。本発明では、上記したように、Ｍｎ量を０．１５〜０．４５％と少なくしており、この場合、ＴｉＣを十分に析出させるためには、巻取温度を５７５℃以上とする必要がある。一方、巻取り温度が６５０℃を超えると、フェライト組織回復とＴｉＣの粗大化が促進し、熱延鋼板における強度が低下するため、巻取温度の上限は６５０℃とする。

巻取り後の鋼板には、常法に従い酸洗を施す。酸洗の条件については、特に制限は無く、塩酸での酸洗など、従来公知の方法に従って行えばよい。

冷間圧延の圧延率：４５〜６５％
酸洗後の熱延鋼板には、板厚を薄くして所望の板厚の薄鋼板（冷延鋼板）を得るために、冷間圧延を施す。例えば、板厚１ｍｍ以下の薄鋼板を製造するにあたり、酸洗後の熱延鋼板の板厚が２ｍｍとすれば、冷間圧延の圧延率（冷間圧延率）は５０％以上が必要となる。また、冷間圧延の圧延率（圧下率ともいう）は、冷間圧延後に施す焼鈍の際の再結晶を促進するパラメータでもある。すなわち、冷間圧延率が低い場合は、導入歪を駆動力とする再結晶が起こらず、焼鈍による回復が進むだけとなる。一方、冷間圧延率が高すぎると、結晶粒ごとの導入歪量が不均一になり、再結晶開始温度が低下するものの、再結晶自体も不均一になりやすい。冷間圧延率は最終的な目標板厚によって変動するものの、本発明では冷間圧延後の未再結晶組織を積極活用するため、冷間圧延率は４５％以上とする。また、上記した再結晶の不均一を招かないようにするため冷間圧延率は６５％以下とする。

上記冷間圧延後の鋼板は、昇温速度：３０℃／ｓ以下で８００℃〜８６０℃に加熱後、６０〜１８０ｓ保持の焼鈍を行い、引き続き２８０℃以上３５０℃以下で２４０ｓ以上保持の過時効処理を施す。

昇温速度：３０℃／ｓ以下で８００〜８６０℃に加熱後６０〜１８０ｓ保持
本発明において、適正な条件での焼鈍は強度と伸び特性を両立する上で極めて重要である。冷間圧延によって所望の板厚に調整された鋼板は高い強度を有するものの、加工性が低下しており、連続焼鈍プロセスなどによって適切な焼鈍処理を施すことが必要である。焼鈍処理は加工組織を回復させるために施されるものであり、これらの組織変化は、冷間圧延率はもちろんのこと、焼鈍温度に大きく支配される。

本発明では、焼鈍温度は８００〜８６０℃とし、該焼鈍温度に加熱する。この焼鈍温度範囲は、前述のような冷間圧延率の範囲での冷間圧延を施した後、所望の組織を得る上での適正焼鈍温度である。焼鈍温度が８００℃未満では、回復が進行せず強度が高くなりすぎ、伸びが小さくなる。一方、焼鈍温度が８６０℃を超えると、析出強化因子であるＴｉＣの粗大化が進み、急激に強度が低下し、ＴＳ≧５９０ＭＰａの確保が困難となる。

また、焼鈍温度での保持時間（焼鈍時間）は、前記焼鈍温度範囲で十分に回復を進行させて伸び特性を確保するため、６０ｓ以上とする。一方、焼鈍時間が長すぎると生産性が低下するため、焼鈍時間は１８０ｓ以下とする。

上記した焼鈍温度に加熱する際の昇温速度は、昇温中に組織回復を促進するため３０℃／ｓ以下とする。昇温速度が３０℃／ｓを超えると、再結晶が促進されて、伸び特性に不利な微細組織になってしまうばかりでなく、炭化物が急激に粗大化し強度の低下を招く。なお、昇温速度の下限は特に規定しないが、生産性確保の観点および初期熱延板中の微細ＴｉＣの成長を回避する観点から、１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。

２８０℃以上３５０℃以下で２４０ｓ以上保持の過時効処理
本発明においては、２．４≦４Ｃ／Ｔｉ^＊と明らかに炭素過剰の設計としているため、熱延鋼板の段階で析出していたセメンタイトは、上記の冷間圧延後の焼鈍過程で一部固溶する。鋼板中に固溶炭素が存在すると、加工性に影響するだけでなく、加工後の時効が問題になる。このため、固溶した炭素をセメンタイトに固着させるために焼鈍後過時効処理を施す。過時効温度が２８０℃未満では、固溶炭素の固着に長時間を要するため、生産性が低下する。一方、過時効温度が３５０℃を超えると、温度が高すぎるため、炭素を十分に固着することが困難となる。このため、過時効温度は２８０℃以上３５０℃以下とする。また、固溶炭素を十分に固着させるため、過時効における保持時間は２４０ｓ以上とする。なお、過剰に長い時間保持を行っても効果が飽和し、生産性が低下するだけとなるため、保持時間は６００ｓ以下とすることが好ましい。
なお、上記した焼鈍および過時効処理は、生産性の観点から連続焼鈍ラインにて連続して行うことが好ましい。

表１に示す成分組成の鋼を５０ｋｇ真空溶解炉で溶製し、スラブとした後、表２に示す条件で熱間圧延し、熱延鋼板を得た。次いでこの熱延鋼板を、塩酸酸洗し、表２に示す条件で冷間圧延して表２に示す板厚とした後、表２に示す条件で焼鈍処理を施し、引き続き３５０℃で３００ｓの過時効処理を行い冷延鋼板とした。

これらの得られた冷延鋼板から試験片を採取し、下記のような調査を行った。得られた結果を表３に示す。

フェライト相、セメンタイトの体積率
圧延方向に沿った断面組織（Ｌ断面組織）を走査型電子顕微鏡により３０００倍で３視野観察して、フェライト相および、セメンタイトの面積率を求め、求めた面積率を体積率とした。

フェライト相の再結晶率
板厚中央部から採取した試料を用いて、透過電子顕微鏡用の薄膜試料を作製し、透過電子顕微鏡付属の透過走査電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＴｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ，ＳＴＥＭ）の暗視野法により５０００倍で５視野以上観察して、観察視野における全フェライトの面積に対する再結晶フェライトの面積の比率（面積率）を求め、これをフェライト相の再結晶率とした。なおここで、再結晶フェライトはＳＴＥＭ像で転位の少ない等軸結晶として認識される。

Ｔｉ炭化物の平均の長さ
上記のＳＴＥＭ観察に用いた試料を用い、透過電子顕微鏡法により、３０万倍で厚み約１００ｎｍの領域を５視野以上観察し、ＴｉＣの長さを測定した。この時、評価対象としたＴｉＣは、母相であるフェライト相の［００１］方位において観察される厚み１〜２ｎｍの板状形態ＴｉＣであり、略長方形形状に観察される個々のＴｉＣの長さを測定して、２００個以上の観察結果の平均値として求めた。

引張特性
圧延方向に平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を求めた。

表３に示したように、本発明例では、ＴＳ≧５９０ＭＰａが得られるとともに、Ｅｌ≧２０％であり、伸び特性が良好であり、優れた加工性を有することがわかる。

一方、比較例である鋼板Ｎｏ．１−２、鋼板Ｎｏ．１３−１およびＮｏ．３−１は、焼鈍時の条件が適切でないため組織回復が進行せず、強度が高めであるが伸び特性が不十分となっている。なお、鋼板Ｎｏ．１−２、鋼板Ｎｏ．１３−１には、フェライト、セメンタイト以外の組織として、残留オーステナイトが認められた。鋼板Ｎｏ．４−２およびＮｏ．１２−２は、焼鈍温度が高く、再結晶が進行するためＴｉＣの粗大化が抑制できず、強度低下を招いている。鋼板Ｎｏ．５−１、鋼板Ｎｏ．６−１は表１に示したとおり、いずれも４Ｃ／Ｔｉ^＊が過小もしくは過剰となっており、Ｔｉ炭化物による析出強化が適正に制御できず、鋼板Ｎｏ．５−１ではＴｉＣが粗大化し、鋼板Ｎｏ．６−１ではＴｉの析出率が低くなり、強度と伸びのバランスが最適化できていない。また鋼板Ｎｏ．７−１も、Ｍｎが低いため適正温度下限以下で巻き取っても析出粗大化を抑制できず強度が低下した。鋼板Ｎｏ．１０−２は、熱間圧延後の巻取までの冷却速度が十分でないため、パーライト変態が促進し、微細ＴｉＣの析出が不十分となり、強度確保が困難となっている。鋼板Ｎｏ．１１−１は、ＴｉＣ形成のためのＴｉ添加量が低く、十分な析出強化量が得られていない。一方、Ｎｏ．１５−１はＳｉ＋Ａｌ量が高く、優れた伸び特性を確保するものの、ＴｉＣが粗大化し強度低下する。鋼板Ｎｏ．１４−１はＴｉ過剰のため、未固溶のＴｉＣが増大し、微細ＴｉＣが不足し、強度が不足した。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１２％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．０５〜０．１０％、
Ｍｎ：０．１５〜０．４５％、
Ｐ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．００４％以下、
Ｎ：０．００４５％以下、
Ｔｉ：０．０９〜０．１４％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の式（１）で規定されるＴｉ^＊が下記の式（２）を満足する組成を有し、体積率：９０〜９５％のフェライト相および体積率：５〜１０％のセメンタイトを有し、前記フェライト相は再結晶率が１５％以上３０％以下の回復組織からなるとともに、該フェライト相中にはＴｉ炭化物（ＴｉＣ）が析出し、該Ｔｉ炭化物の平均の長さが１０ｎｍ未満であり、Ｔｉの析出率が８５％以上である組織を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする冷延鋼板；
Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（３．４３Ｎ＋１．５Ｓ）・・・（１）
２．４≦４Ｃ／Ｔｉ^＊≦４．５・・・（２）
ただし、式中のＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を表す。
また、Ｔｉ炭化物の平均の長さとは、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の［００１］方位において観察されるＴｉＣの長さを２００個以上に対して求め、算術平均した値である。
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％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１または２に記載の組成を有する鋼を、１１５０〜１２５０℃に加熱後、仕上げ圧延終了温度：８８０〜９３０℃で熱間圧延し、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して巻取温度：５７５〜６５０℃で巻取り、酸洗後、圧延率：４５〜６５％で冷間圧延し、昇温速度：３０℃／ｓ以下で８００〜８６０℃に加熱後、６０〜１８０ｓ保持の焼鈍を行い、引き続き２８０℃以上３５０℃以下で２４０ｓ以上保持の過時効処理を施すことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。