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WO2013088666A1 - 高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents

高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2013088666A1
WO2013088666A1 PCT/JP2012/007720 JP2012007720W WO2013088666A1 WO 2013088666 A1 WO2013088666 A1 WO 2013088666A1 JP 2012007720 W JP2012007720 W JP 2012007720W WO 2013088666 A1 WO2013088666 A1 WO 2013088666A1
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WO
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less
steel sheet
rolled steel
temperature
cooling
Prior art date
Application number
PCT/JP2012/007720
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English (en)
French (fr)
Inventor
克利 ▲高▼島
勇樹 田路
長谷川　浩平
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Filing date
Publication date
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Priority to KR1020147017161A priority patent/KR101626233B1/ko
Priority to CN201280061365.4A priority patent/CN103998639B/zh
Priority to US14/363,171 priority patent/US9994941B2/en
Priority to IN1068KON2014 priority patent/IN2014KN01068A/en
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio with excellent elongation and stretch flangeability and a manufacturing method thereof (high ⁇ strength cold rolled steel sheet with high yield ratio and method for producing the same
  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet suitable as a member for structural parts such as automobiles.
  • This steel plate of 590 MPa or more is required to have excellent impact absorption energy characteristics in addition to excellent workability represented by elongation and stretch flangeability (hole expandability) from the viewpoint of formability. ing.
  • elongation and stretch flangeability hole expandability
  • a steel sheet strengthening mechanism for obtaining a tensile strength of 590 MPa or more there is a method of hardening a ferrite as a parent phase or using a hard phase such as martensite or non-recrystallized ferrite.
  • a method of solid solution strengthening by addition of Si or Mn or a method of precipitation strengthening by adding a carbide generating element such as Nb or Ti can be considered.
  • a carbide generating element such as Nb or Ti
  • Patent Document 4 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability and anti-crash property including non-recrystallized ferrite and pearlite in addition to precipitation strengthening of Nb and Ti, and a manufacturing method thereof. It is disclosed. Furthermore, a steel sheet has been proposed which achieves both high strength and improved stretch flangeability of a steel sheet having a structure composed of ferrite and pearlite. (For example, Patent Documents 6 and 7)
  • Patent Document 4 utilizing martensite has insufficient stretch flangeability
  • Patent Document 5 utilizing unrecrystallized ferrite and pearlite has insufficient elongation.
  • the tensile strength is 500 MPa or less, and it is difficult to increase the strength such as 590 MPa or more.
  • an object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art, to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, that is, elongation and stretch flangeability, and having a high yield ratio and a tensile strength of 590 MPa or more It is to provide a manufacturing method.
  • the present inventors control the volume fraction of austenite during annealing by soaking the steel sheet with the appropriate amount of Si added to an appropriate annealing temperature, and then cool it at an appropriate cooling rate.
  • a microstructure after annealing it is possible to obtain a solid ferrite strengthened fine ferrite and fine pearlite with an appropriate volume fraction, so that it has a high yield ratio of 65% or more, and stretch and stretch flangeability. It has been found that an excellent high-strength cold-rolled steel sheet can be obtained.
  • ferrite with an average particle size of less than 20 ⁇ m is 90% or more by volume fraction
  • pearlite with an average particle size of less than 5 ⁇ m is volume fraction.
  • the present invention provides the following (1) to (6).
  • the hot-rolled hot-rolled steel sheet is cooled, wound at 350 to 600 ° C., pickled, cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet,
  • the cold-rolled steel sheet has an average heating rate of 3 to 30 ° C./s, Ac 3 -120 ° C .- ⁇ ([Si] / [Mn]) ⁇ 10 ⁇ ° C. to Ac 3 - ⁇ ([Si] / [Mn ]) Heated to a temperature range of x 10 ⁇ ° C.
  • the soaked cold-rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of 1.0 to 12 ° C./s from the soaking temperature to a first cooling temperature within a temperature range of 500 to 600 ° C., and then 5 Cooling from the first cooling temperature to room temperature at an average cooling rate of °C / s or less, Manufacturing method of high yield ratio high strength cold-rolled steel sheet.
  • [Si] is the Si content (mass%)
  • [Mn] is the Mn content (mass%).
  • the hot-rolled steel sheet is cooled within 1 s after the finish rolling is finished, and is cooled to a cooling stop temperature within a temperature range of 650 to 750 ° C.
  • the steel slab is further, in mass%, V: 0.10% or less, Ti: 0.10% or less, Nb: 0.10% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.00. It contains at least one selected from the group consisting of 50% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, and B: 0.0030% or less.
  • the tensile strength is 590 MPa or more
  • the yield ratio is 65% or more
  • the high strength cold steel having a high yield ratio excellent in elongation and stretch flangeability.
  • a rolled steel sheet can be obtained stably.
  • C 0.06 to 0.13% C is an element effective for increasing the strength of a steel sheet, and is also involved in the formation of the second phase of pearlite and martensite in the present invention and contributes to increasing the strength.
  • addition of 0.06% or more is necessary.
  • it is 0.08% or more.
  • the upper limit is made 0.13%.
  • it is 0.11% or less.
  • Si 1.2 to 2.3%
  • Si is an element that contributes to high strength by solid solution strengthening, and since it has high work-hardening ability, there is relatively little decrease in elongation with respect to strength increase, and improvement in strength-elongation balance and strength-hole expandability balance. It is an element that also contributes.
  • Si In order to suppress the generation of voids from the interface between ferrite and pearlite by adding an appropriate amount of Si, and to obtain the effect of martensite and pearlite, it is necessary to contain 1.2% or more. Preferably it is 1.4% or more.
  • Si is added in excess of 2.3%, the ductility of ferrite decreases, so the content is 2.3% or less. Preferably it is 2.1% or less.
  • Mn 0.6 to 1.6%
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength by forming a solid solution strengthening and a second phase, and in order to obtain the effect, it is necessary to contain 0.6% or more. Preferably it is 0.9% or more.
  • the content shall be 1.6% or less.
  • P 0.10% or less P contributes to high strength by solid solution strengthening, but when excessively added, segregation to the grain boundary becomes remarkable and the grain boundary becomes brittle, and weldability. Therefore, the content is made 0.10% or less. Preferably it is 0.05% or less.
  • Al 0.01 to 0.10% Al is an element necessary for deoxidation, and in order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more, but even if contained over 0.10%, the effect is saturated. 10% or less. Preferably it is 0.05% or less.
  • N 0.010% or less Since N forms coarse nitrides and deteriorates bendability and stretch flangeability, it is necessary to suppress the content. If N exceeds 0.010%, this tendency becomes significant, so the N content is set to 0.010% or less. Preferably it is 0.0050% or less.
  • V 0.10% or less
  • V can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitrides. In order to have such an action, it is preferable to contain V in an amount of 0.01% or more. On the other hand, even if V in an amount exceeding 0.10% is added, the effect of increasing the strength is small, and the alloy cost is also increased. Therefore, the V content is preferably 0.10% or less.
  • Ti 0.10% or less
  • Ti can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitride, and can be added as necessary.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • the content is preferably 0.10% or less.
  • Nb 0.10% or less
  • Nb can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitrides, and can be added as necessary.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • the content is preferably 0.10% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element that contributes to increasing the strength by generating the second phase, and can be added as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to make it contain 0.10% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the formation of pearlite is likely to be inhibited, so the content is made 0.50% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Mo is an element that contributes to high strength by generating a second phase, and further contributes to high strength by generating a part of carbide, and may be added as necessary. it can. In order to exhibit this effect, it is preferable to make it contain 0.05% or more. On the other hand, since the effect is saturated even if the content exceeds 0.50%, the content is preferably 0.50% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element that contributes to strengthening by solid solution strengthening and contributes to strengthening by generating a second phase, and can be added as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to make it contain 0.05% or more. On the other hand, even if the content exceeds 0.50%, the effect is saturated and surface defects due to Cu are likely to occur. Therefore, the content is preferably 0.50% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element that contributes to strengthening by solid solution strengthening and also contributes to strengthening by generating a second phase, and is added as necessary. be able to. In order to exhibit this effect, it is preferable to make it contain 0.05% or more. Moreover, since it has the effect of suppressing the surface defect resulting from Cu when it adds simultaneously with Cu, it is effective at the time of Cu addition. On the other hand, since the effect is saturated even if the content exceeds 0.50%, the content is preferably 0.50% or less.
  • B 0.0030% or less B is an element that contributes to increasing the strength by improving the hardenability and generating the second phase, and can be added as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.0005% or more. On the other hand, since the effect is saturated even if the content exceeds 0.0030%, the content is made 0.0030% or less.
  • Inevitable impurities include, for example, Sb, Sn, Zn, Co, etc.
  • the allowable ranges of these contents are Sb: 0.01% or less, Sn: 0.1% or less, Zn: 0. 01% or less, Co: 0.1% or less.
  • this invention even if it contains Ta, Mg, Ca, Zr, and REM within the range of a normal steel composition, the effect is not impaired.
  • Ferrite has an average particle size of less than 20 ⁇ m, a volume fraction of 90% or more, an average Vickers hardness (HV) of 130 or more, and pearlite has an average particle size of less than 5 ⁇ m and a volume fraction of 1.0. ⁇ 10%.
  • the volume fraction described here is the volume fraction with respect to the whole steel sheet.
  • the volume fraction of ferrite is 90% or more. Preferably it is 92% or more.
  • the average particle diameter of ferrite is 20 ⁇ m or more, voids are likely to be generated on the punched end face during hole expansion, and good stretch flangeability cannot be obtained. Therefore, the average particle size of ferrite is less than 20 ⁇ m. Preferably it is less than 15 ⁇ m.
  • the HV of the ferrite is 130 or more. Preferably it is 150 or more.
  • the pearlite volume fraction is less than 1.0%, the effect on strength is small, so the pearlite volume fraction is 1.0% or more in order to obtain a balance between strength and formability.
  • the volume fraction of pearlite exceeds 10%, voids are remarkably generated at the interface between ferrite and pearlite, and voids are easily connected.
  • the volume fraction of pearlite is 10% or less. . Preferably it is 8% or less.
  • the average particle size of pearlite is 5 ⁇ m or more, the number of void generation points increases, so that the local elongation decreases, and good elongation and stretch flangeability cannot be obtained. Therefore, the average particle size of pearlite is less than 5 ⁇ m. Preferably, it is 3.5 ⁇ m or less.
  • martensite may be included as long as martensite having an average particle size of less than 5 ⁇ m is produced with a volume fraction of less than 5%.
  • the object of the present invention can be achieved without reducing the stretch flangeability. If the martensite volume fraction is 5% or more, the yield ratio tends to be 65% or less, so the martensite volume fraction is less than 5%.
  • the average particle diameter is 5 ⁇ m or more, voids are likely to be formed on the punched end face during hole expansion, and good stretch flangeability cannot be obtained, so the average particle diameter is less than 5 ⁇ m.
  • one or more types such as bainite, residual ⁇ , and spherical cementite may be produced, but the above-mentioned ferrite and pearlite volume fractions, etc. are satisfactory. If so, the object of the present invention can be achieved.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is obtained by subjecting a steel slab having the above-described composition to hot rolling at a hot rolling start temperature of 1150 to 1300 ° C. and a finish rolling finish temperature of 850 to 950 ° C. And cooled, wound in a temperature range of 350 to 600 ° C., pickled, cold rolled, and then Ac 3 ⁇ 120 ° C .- ⁇ ([Si] / [ Mn]) ⁇ 10 ⁇ ° C. to Ac 3 - ⁇ ([Si] / [Mn]) ⁇ 10 ⁇ ° C. ([Si], [Mn] is the content of Si and Mn (mass%)).
  • cooling from the soaking temperature to a first cooling temperature within a temperature range of 500 to 600 ° C. at an average cooling rate of 1.0 to 12 ° C./s It can be manufactured by cooling from the first cooling temperature to room temperature at an average cooling rate of 5 ° C./s or less. .
  • the steel slab to be used is preferably produced by a continuous casting method to prevent macro segregation of components, but can also be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method. After manufacturing the steel slab, in addition to the conventional method of cooling to room temperature and then reheating, without cooling, it is charged in a heating furnace as it is, or rolled immediately after heat retention. Alternatively, an energy saving process such as direct feed rolling or direct rolling in which rolling is performed after casting can be applied without any problem.
  • Hot rolling start temperature 1150-1300 ° C
  • the steel slab starts hot rolling at 1150 to 1300 ° C., or after reheating to 1150 to 1300 ° C., hot rolling is started.
  • the hot rolling start temperature is lower than 1150 ° C.
  • the rolling load increases and the productivity decreases.
  • it exceeds 1300 degreeC a heating cost will increase. Therefore, the hot rolling start temperature is set to 1150 to 1300 ° C.
  • Finishing rolling finish temperature 850-950 ° C Hot rolling must be finished in the austenite single phase region in order to improve the elongation and hole expandability after annealing by homogenizing the structure in the steel sheet and reducing the material anisotropy. Is 850 ° C. or higher. On the other hand, when the finish rolling finish temperature exceeds 950 ° C., the hot-rolled structure becomes coarse, and there is a concern that the characteristics after annealing are deteriorated. Therefore, the finish rolling finish temperature is set to 850 to 950 ° C.
  • Cooling after finish rolling Although it does not specifically limit about the cooling conditions after finish rolling, It is preferable to cool on the following cooling conditions.
  • Cooling conditions after finish rolling is that cooling starts within 1 s after the end of hot rolling, and is cooled to a cooling stop temperature in the temperature range of 650 to 750 ° C. at an average cooling rate of 20 ° C./s or more. It is preferable to cool by air from 600 to 600 ° C. with a cooling time of 5 seconds or more.
  • the ferrite transformation is promoted by rapid cooling to the ferrite region, and a fine ferrite particle size can be obtained. Therefore, the ferrite particle size can be made fine after annealing, and the hole expandability is improved. .
  • the ferrite grain size becomes coarse.
  • Winding temperature 350-600 ° C
  • the coiling temperature is set to 600 ° C. or less.
  • the coiling temperature is lower than 350 ° C., the hard martensite phase is excessively generated, the cold rolling load increases, and the productivity is hindered.
  • the pickling process After the hot rolling step, it is preferable to carry out an acidic step and remove the scale of the hot rolled sheet surface layer.
  • the pickling step is not particularly limited, and may be performed according to a conventional method.
  • Cold rolling process The hot-rolled sheet after pickling is subjected to a cold rolling process for rolling into a cold-rolled sheet having a predetermined thickness.
  • a cold rolling process is not specifically limited, What is necessary is just to implement by a conventional method.
  • the annealing step is performed at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s, Ac 3 -120 ° C .- ⁇ ([Si] / [Mn]) ⁇ 10 ⁇ ° C. to Ac 3 - ⁇ ([Si] / [Mn ]) ⁇ 10 ⁇ ° C. (where [Si] and [Mn] are Si and Mn contents (mass%)) and soaked for 30 to 600 s, from the soaking temperature, 500 to Cool to the first cooling temperature in the temperature range of 600 ° C. at an average cooling rate of 1.0 to 12 ° C./s (primary cooling), and then from the first cooling temperature at an average cooling rate of 5 ° C./s or less. Cool to room temperature (secondary cooling).
  • Average heating rate 3-30 ° C / s
  • the material can be stabilized by sufficiently allowing recrystallization to proceed in the ferrite region before heating to the two-phase region. Since recrystallization hardly proceeds when heated rapidly, the upper limit of the average heating rate is set to 30 ° C./s. Conversely, if the heating rate is too small, the ferrite grains become coarse and a predetermined average particle size cannot be obtained, so the average heating rate is set to 3 ° C./s or more.
  • Soaking temperature (holding temperature): Ac 3 ⁇ 120 ° C .- ⁇ ([Si] / [Mn]) ⁇ 10 ⁇ ° C. to Ac 3 ⁇ ⁇ ([Si] / [Mn]) ⁇ 10 ⁇ ° C.
  • the soaking temperature needs to be an appropriate temperature range in consideration of the contents of Si and Mn, in addition to the two-phase region of ferrite and austenite. By setting this proper soaking temperature, it becomes possible to obtain a predetermined volume fraction and average particle diameter of ferrite and pearlite.
  • the soaking temperature is set to Ac 3 ⁇ 120 ° C . ⁇ ⁇ ([Si] / [Mn]) ⁇ 10 ⁇ ° C. to Ac 3 ⁇ ⁇ ([Si] / [Mn]) ⁇ 10 ⁇ ° C.
  • Ac 3 is represented by the following equation.
  • Soaking time 30-600s At the soaking temperature, the soaking time needs to be 30 s or longer in order to progress recrystallization and partially austenite. On the other hand, if the soaking time is too long, the ferrite becomes coarse and a predetermined average particle diameter cannot be obtained, so the soaking time needs to be 600 s or less. Preferably it is 500 s or less.
  • Average cooling rate from soaking temperature to 500-600 ° C: 1.0-12 ° C / s The microstructure of the steel sheet finally obtained after the annealing process is controlled so that the volume fraction of ferrite with an average grain size of less than 20 ⁇ m is 90% or more and the volume fraction of pearlite with an average grain size of less than 5 ⁇ m is 1.0 to 10%. Therefore, primary cooling is performed from the soaking temperature to 500 to 600 ° C. (first cooling temperature) at an average cooling rate of 1.0 ° C./s to 12 ° C./s. When the first cooling temperature exceeds 600 ° C., pearlite is not sufficiently formed, and when it is less than 500 ° C., the second phase such as bainite is excessively generated.
  • the pearlite volume fraction can be adjusted.
  • the average cooling rate up to a temperature range of 500 to 600 ° C. is less than 1.0 ° C./s, pearlite does not form a volume fraction of 1.0% or more, and when the average cooling rate exceeds 12 ° C./s, excessive volume A fraction of martensite is formed.
  • it is 10 degrees C / s or less.
  • Average cooling rate from the first cooling temperature to room temperature 5 ° C./s or less
  • temper rolling may be performed after annealing.
  • a preferable range of the elongation rate is 0.3 to 2.0%.
  • hot dip galvanization may be performed after the primary cooling to obtain a hot dip galvanized steel sheet. It may be a steel plate.
  • the present invention is not originally limited by the following examples, and can be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the gist of the present invention. Included in the scope.
  • a steel having the chemical components shown in Table 1 (remainder components: Fe and inevitable impurities) is melted and cast to produce a 230 mm-thick slab, the hot rolling start temperature is 1200 ° C., and the finish rolling end temperature (FDT) ) Under the conditions shown in Table 2, and after finishing rolling, cooling is started after 0.1 s and cooled to the cooling stop temperature shown in Table 2 at the average cooling rate shown in Table 2 and cooled.
  • Cooling time from the stop temperature to 600 ° C . Air-cooled at 6 s to form a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.2 mm, and then wound at the winding temperature (CT) shown in Table 2, pickled, and cold Rolling is performed to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm, and then heated to the soaking temperature shown in Table 2 at the average heating rate shown in Table 2, and the soaking time shown in Table 2 at the soaking temperature.
  • CT winding temperature
  • a JIS No. 5 tensile test piece was sampled so that the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction (tensile direction), and was subjected to a tensile test (JIS Z2241 (1998)) to yield strength (YS), tensile strength (TS), total elongation (EL), and yield ratio (YR) were measured.
  • Yield strength (YS) yield strength
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • YR yield ratio
  • JFS T1001 Japan Iron and Steel Federation standard
  • JFS T1001 After punching a 10mm ⁇ hole at a clearance of 12.5% and setting the burr on the die side, The hole expansion ratio ( ⁇ ) was measured by molding with a 60 ° conical punch.
  • a steel sheet having a good stretch flangeability is one having ⁇ (%) of 80% or more.
  • the volume fraction of ferrite, pearlite, and martensite, and the average (crystal) grain size were determined by the following method.
  • the microstructure of the steel sheet corrodes the cross section in the rolling direction of the steel sheet (depth position at 1/4 of the plate thickness) using a 3% Nital reagent (3% nitric acid + ethanol), and an optical microscope and magnification of 500 to 1000 times Using structure photographs observed and photographed by an electron microscope (scanning type and transmission type) of 1000 to 10,000 times, the volume fraction of ferrite and the average crystal grain size, the volume fraction of pearlite and the average crystal grain size, martensite Volume fraction and average crystal grain size were quantified. 12 fields of view were observed, and the area ratio was measured by the point count method (based on ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio was defined as the volume fraction.
  • Ferrite is a region with a slightly black contrast
  • pearlite is a layered structure in which plate-like ferrite and cementite are alternately arranged. Martensite has a white contrast.
  • Media-Pro of Media Cybernetics was used. The area of each phase can be calculated by taking a photograph in which each ferrite crystal grain, pearlite crystal grain, and martensite crystal grain are identified in advance from the above steel sheet structure photograph, and the equivalent circle diameter is calculated. The average of these values was obtained.
  • the Vickers hardness of the ferrite phase is based on JIS Z2244 (2009), using a micro Vickers hardness meter, the measurement conditions are a load of 10 gf, a load time of 15 s, and the hardness in the ferrite crystal grains is measured at 10 points. The average value was obtained.
  • Table 3 shows the measured tensile properties, stretch flangeability, and steel sheet structure measurement results.
  • all of the examples of the present invention include ferrite having an average particle size of less than 20 ⁇ m in volume fraction of 90% or more and pearlite having an average particle size of less than 5 ⁇ m in volume fraction of 1.0 to 10%. It has a composite structure, and the average Vickers hardness of the ferrite is 130 or more. As a result, the tensile strength of 590 MPa or more and the yield ratio of 65% or more are secured, and the elongation of 30% or more and 80%. Good workability with the above hole expansion rate is obtained. On the other hand, in the comparative example, the steel sheet structure does not satisfy the scope of the present invention, and as a result, at least one characteristic of tensile strength, yield ratio, elongation, and hole expansion ratio is inferior.
  • the tensile strength is 590 MPa or more
  • the yield ratio is 65% or more
  • the total elongation is 30% or more
  • the hole expansion ratio is 80% or more.

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Abstract

鋼板の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０６～０．１３％、Ｓｉ：１．２～２．３％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。鋼板のミクロ組織は、平均粒径が２０μｍ未満のフェライトを体積分率で９０％以上および平均粒径が５μｍ未満のパーライトを体積分率で１．０～１０％含む。前記フェライトの平均ビッカース硬さが１３０以上であり、降伏比が６５％以上で引張強さが５９０ＭＰａ以上である、伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板である。

Description

高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法
　本発明は、伸び(elongation)及び伸びフランジ性(stretch frangeability)に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法(high strength cold rolled steel sheet with high yield ratio and method for producing the same)に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度冷延鋼板に関するものである。なお、降伏比（ＹＲ）とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ（％）＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００で表される。
　近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、車体の軽量化による燃費向上が大きな課題となっている。このため自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、これまで引張強さが２７０～４４０ＭＰａ級の鋼板が使用されていた部品に対し、５９０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。
　この５９０ＭＰａ以上の鋼板には、成形性の観点から優れた伸びや伸びフランジ性（穴広げ性）に代表される加工性が優れていることに加え、衝突吸収エネルギー特性が大きいという特性が求められている。衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、降伏比を高めることが有効であり、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させることが可能である。
　５９０ＭＰａ以上の引張強さを得るための鋼板の強化機構としては、母相であるフェライトの硬化、もしくはマルテンサイトや未再結晶フェライトのような硬質相を利用する方法がある。フェライトの硬化の中では、ＳｉやＭｎなどの添加により固溶強化する方法や、ＮｂやＴｉなどの炭化物生成元素の添加により析出強化する方法が考えられる。例えば、特許文献１～３のようにＮｂやＴｉを添加して析出強化した鋼板が提案されている。
　一方、硬質相を利用する方法としては、特許文献４に主相がフェライト相で、第２相がマルテンサイト相から構成され、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上である、伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板が開示されている。特許文献５には、ＮｂやＴｉの析出強化に加えて、未再結晶フェライトとパーライトを含有した加工性及び耐衝突特性(anti-crash property)に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が開示されている。さらに、フェライトとパーライト(pearlite)からなる組織を有する鋼板の高強度化と伸びフランジ性向上の両立を図った鋼板が提案されている。（例えば、特許文献６、７）
特許第２６８８３８４号公報 特開２００８－１７４７７６号公報 特開２００９－２３５４４１号公報 特許第３８８７２３５号公報 特開２００９－１８５３５５号公報 特許第４６６２１７５号公報 特許第４６９６８７０号公報
　しかしながら、特許文献１～３のようなＮｂやＴｉなどの炭化物生成元素の添加により析出強化する方法では、成形性の観点から伸びが不十分である。さらにＮｂやＴｉなどの炭化物を活用し析出強化した鋼板は、熱間圧延条件や焼鈍条件によっては析出物が粗大化してしまうため、量産する上で、材質のバラツキが大きいという問題がある。
　また、マルテンサイトを活用した特許文献４に関しては、伸びフランジ性が不十分であり、未再結晶フェライトとパーライトを活用した特許文献５では伸びが不十分である。
　特許文献６、７は引張強さがいずれも５００ＭＰａ以下であり、５９０ＭＰａ以上のような高強度化は困難である。
　したがって、本発明の課題は、上記従来技術の問題点を解消し、加工性、すなわち伸びと伸びフランジ性に優れ、かつ高降伏比を有する引張強さが５９０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、Ｓｉを適量添加した成分の鋼板を、適正な焼鈍温度に均熱することで焼鈍中のオーステナイトの体積分率を制御し、かつ、その後に適正な冷却速度で冷却することにより、焼鈍後のミクロ組織として、固溶強化した微細なフェライトと微細なパーライトを適正な体積分率で得ることで、６５％以上の高い降伏比を有し、且つ、伸び及び伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板を得ることが出来ることを見出した。
　従来、第２相としてパーライトが生成すると、伸びや伸びフランジ性が劣化すると考えられてきた。しかし、フェライト及びパーライトが存在する鋼板組織において、鋼板成分としてＳｉを適量添加し、フェライトを固溶強化することで、硬質相との硬度差を低減し、かつ、フェライトとパーライトの体積分率および平均粒径を微細にすることで、フェライトとパーライトとの界面からのボイド発生（クラック）が抑制され、局部伸びが向上し、伸びと伸びフランジ性が向上することが明らかとなった。
　具体的には、鋼板成分として、Ｓｉを１．２～２．３％添加し、平均粒径が２０μｍ未満のフェライトを体積分率で９０％以上および平均粒径が５μｍ未満のパーライトを体積分率で１．０～１０％の範囲となるように鋼板組織を制御することで、フェライトの平均ビッカース硬さが１３０以上で、降伏比が６５％以上で引張強さが５９０ＭＰａ以上である伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが出来る。
　すなわち、本発明は、以下の（１）～（６）を提供する。
（１）質量％で、Ｃ：０．０６～０．１３％、Ｓｉ：１．２～２．３％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、平均粒径が２０μｍ未満のフェライトを体積分率で９０％以上および平均粒径が５μｍ未満のパーライトを体積分率で１．０～１０％含むミクロ組織を有し、前記フェライトの平均ビッカース硬さが１３０以上であり、降伏比が６５％以上で引張強さが５９０ＭＰａ以上である、高降伏比高強度冷延鋼板。
（２）前記ミクロ組織は、さらに、平均粒径が５μｍ未満のマルテンサイトを体積分率で５％未満含む、（１）に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
（３）さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下からなるグループから選択された少なくとも一つを含有する、（１）または（２）に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：０．０６～０．１３％、Ｓｉ：１．２～２．３％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを準備し、
前記鋼スラブを、熱間圧延開始温度１１５０～１３００℃、仕上げ圧延終了温度８５０～９５０℃の条件で熱間圧延し、
前記熱間圧延された熱延鋼板を、冷却し、３５０～６００℃で巻取り、酸洗後、冷間圧延を行ない、冷延鋼板を製造し、
前記冷延鋼板を、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で、Ａｃ３－１２０℃－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃～Ａｃ３－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃の温度域に加熱して３０～６００ｓ均熱し、
前記均熱された冷延鋼板を、前記均熱温度から、５００～６００℃の温度範囲内にある第１冷却温度まで１．０～１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、その後、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で前記第１冷却温度から室温まで冷却する、
高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
ここで、［Ｓｉ］はＳｉの含有量（質量％）、［Ｍｎ］は、Ｍｎの含有量（質量％）である。
（５）前記熱延鋼板の冷却が、仕上げ圧延終了後１ｓ以内に冷却を開始して、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０～７５０℃の温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度から６００℃まで５ｓ以上の冷却時間で空冷する、（４）に記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
（６）前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下からなるグループから選択された少なくとも一つを含有する、（４）または（５）に記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが５９０ＭＰａ以上、降伏比が６５％以上である、伸びと伸びフランジ性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　本発明の高強度冷延鋼板の組成限定理由を説明する。以下において、成分の「％」表示は質量％を意味する。
　Ｃ：０．０６～０．１３％
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるパーライト及びマルテンサイトの第２相形成にも関与し、高強度化に寄与する。この効果を得るためには、０．０６％以上の添加が必要である。好ましくは０．０８％以上である。一方、過剰に添加するとスポット溶接性が低下することから、上限を０．１３％とする。好ましくは０．１１％以下である。
　Ｓｉ：１．２～２．３％
　Ｓｉは固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して伸びの低下が比較的少なく、強度－伸びバランス、強度－穴広げ性バランスの向上にも寄与する元素である。Ｓｉを適量添加することでフェライトとパーライトとの界面からのボイドの発生を抑制し、さらにマルテンサイト、パーライトがその効果を得るためには、１．２％以上含有することが必要である。好ましくは１．４％以上である。一方、Ｓｉを２．３％超添加するとフェライトの延性が低下するため、その含有量は２．３％以下とする。好ましくは２．１％以下である。
　Ｍｎ：０．６～１．６％
　Ｍｎは固溶強化および第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、その効果を得るためには０．６％以上含有することが必要である。好ましくは０．９％以上である。一方、過剰に含有した場合、パーライトの生成を阻害し、過剰にマルテンサイトを生成しやすいため、その含有量は１．６％以下とする。
　Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、溶接性が低下することから、その含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下するため含有量の上限を０．０１０％とする。好ましくは、０．００５０％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００５％以上含有することが好ましい。
　Ａｌ：０．０１～０．１０％
　Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要であるが、０．１０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎが０．０１０％超えでは、この傾向が顕著となることから、Ｎの含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
　本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を１種以上添加しても良い。
　Ｖ：０．１０％以下
　Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような作用を有するために、Ｖの添加量を０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、０．１０％を超える量のＶを添加しても強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖの含有量は０．１０％以下が好ましい。
　Ｔｉ：０．１０％以下
　ＴｉもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．１０％以下が好ましい。
　Ｎｂ：０．１０％以下
　ＮｂもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．１０％以下が好ましい。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、０．１０％以上含有させることが好ましい。一方、含有量が０．５０％を超えると、パーライトの生成を阻害しやすいため、その含有量は０．５０％以下とする。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは第２相を生成することで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時に有効である。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
　Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、０．００３０％を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．００３０％以下とする。
　上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は損なわれない。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
　フェライトは平均粒径が２０μｍ未満、体積分率が９０％以上、かつ、平均ビッカース硬さ（ＨＶ）は１３０以上であり、パーライトは平均粒径が５μｍ未満、かつ、体積分率が１．０～１０％である。ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率である。
　フェライトの体積分率が９０％未満では、硬質な第２相が多く存在するため、軟質なフェライトとの硬度差が大きい箇所が多く存在し、伸びフランジ性が低下する。そのためフェライトの体積分率は９０％以上とする。好ましくは９２％以上である。また、フェライトの平均粒径が２０μｍ以上では、穴広げ時の打抜き端面にボイドが生成しやすくなり、良好な伸びフランジ性が得られない。そのためフェライトの平均粒径は２０μｍ未満とする。好ましくは１５μｍ未満である。さらに、フェライトのＨＶが１３０未満ではフェライトとパーライトとの界面からのボイド発生（クラック）を抑制する効果が小さいため、伸びフランジ性が低下する。そのため、フェライトのＨＶは１３０以上とする。好ましくは１５０以上である。
　パーライトの体積分率が１．０％未満では強度に及ぼす効果が少ないため、強度と成形性のバランスを得るためにパーライトの体積分率は１．０％以上とする。一方、パーライトの体積分率が１０％を超えると、フェライトとパーライトの界面でボイドが顕著に生成し、ボイドが連結しやすいため、加工性の観点からパーライトの体積分率は１０％以下とする。好ましくは８％以下である。また、パーライトの平均粒径が５μｍ以上では、ボイド生成箇所が増加するため、局部伸びが低下し、良好な伸びと伸びフランジ性が得られない。そのためパーライトの平均粒径は５μｍ未満とする。好ましくは３．５μｍ以下である。
　鋼板のミクロ組織には、平均粒径が５μｍ未満のマルテンサイトが体積分率で５％未満の生成であれば、マルテンサイトが含まれていてもよい。伸びフランジ性を低下させることなく、本発明の目的を達成できる。マルテンサイトの体積分率が５％以上になると、降伏比が６５％以下となる傾向が高いため、マルテンサイトの体積分率は５％未満とする。また、平均粒径が５μｍ以上になると、穴広げ時の打抜き端面にボイドが生成しやすくなり、良好な伸びフランジ性が得られないので、平均粒径は５μｍ未満とする。
　また、本発明におけるフェライト、パーライトおよびマルテンサイト以外に、ベイナイト、残留γ、球状セメンタイト等の１種あるいは２種以上が生成される場合があるが、上記のフェライトおよびパーライトの体積分率等が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。
　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。
　本発明の高強度冷延鋼板は、上記した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：１１５０～１３００℃、仕上げ圧延終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延を行った後、冷却し３５０～６００℃の温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、３～３０℃／ｓの平均加熱速度でＡｃ３－１２０℃－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃～Ａｃ３－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃（［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、Ｓｉ、Ｍｎの含有量（質量％））の温度域に加熱して３０～６００ｓ均熱した後、前記均熱温度から、５００～６００℃の温度範囲内にある第１冷却温度まで１．０～１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、その後、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で前記第１冷却温度から室温まで冷却することにより製造できる。
　使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　［熱間圧延工程］
　熱間圧延開始温度：１１５０～１３００℃
　熱間圧延工程では、鋼スラブを１１５０～１３００℃で熱間圧延を開始するか、または１１５０～１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始する。熱間圧延開始温度が１１５０℃よりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、１３００℃を超えると加熱コストが増大する。そのため熱間圧延開始温度を１１５０～１３００℃とする。
　仕上げ圧延終了温度：８５０～９５０℃
　熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上にする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃を超えると、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する懸念がある。そのため、仕上げ圧延終了温度を８５０～９５０℃とする。
　仕上げ圧延後、冷却する。仕上げ圧延後の冷却条件については特に限定しないが、以下の冷却条件にて冷却するのが好ましい。
　仕上げ圧延後の冷却条件：
　仕上げ圧延後の冷却条件は、熱間圧延終了後１ｓ以内に冷却を開始し、平均冷却速度２０℃／ｓ以上で６５０～７５０℃の温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、冷却停止温度から６００℃まで５ｓ以上の冷却時間で空冷することが好ましい。
　仕上げ圧延終了後、フェライト域に急冷することによりフェライト変態を促進するとともに、微細なフェライト粒径を得ることができるため、焼鈍後フェライト粒径を微細にすることができ、穴広げ性が向上する。仕上げ圧延終了後の熱延板を高温のまま滞留（保持）するとフェライト粒径が粗大化する。微細なフェライト粒を得るため、仕上げ圧延終了後、１ｓ以内に冷却を開始して、平均冷却速度２０℃／ｓ以上で６５０～７５０℃の温度範囲内にある冷却停止温度まで急冷することが好ましい。また、フェライト粒径を粗大化させずにフェライト相の変態を促進する観点から、上記急冷後、冷却停止温度から６００℃まで５ｓ以上の冷却時間で空冷することが好ましい。
　巻取り温度：３５０～６００℃
　巻取り温度が６００℃よりも高いとフェライト粒径が粗大化するため、巻取り温度は６００℃以下とする。一方、巻取り温度が３５０℃よりも低いと、硬質なマルテンサイト相が過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大し、生産性を阻害するため、巻取り温度は３５０℃以上とする。
　［酸洗工程］
　熱間圧延工程後、酸性工程を実施し、熱延板表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
　［冷間圧延工程］
　酸洗後の熱延板に対し、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。
　［焼鈍工程］
　焼鈍工程においては、再結晶を進行させるとともに、高強度化のためパーライトやマルテンサイトの第２相組織を形成するために実施する。そのために、焼鈍工程は、３～３０℃／ｓの平均加熱速度でＡｃ３－１２０℃－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃～Ａｃ３－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃（［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、Ｓｉ、Ｍｎの含有量（質量％））の温度域に加熱して３０～６００ｓ均熱した後、前記均熱温度から、５００～６００℃の温度範囲内にある第１冷却温度まで１．０～１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し（一次冷却）、その後、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する（二次冷却）。
　平均加熱速度：３～３０℃／ｓ
　２相域に加熱する前にフェライト域で十分に再結晶を進行させることで材質を安定化することができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限を３０℃／ｓとする。逆に加熱速度が小さすぎるとフェライト粒が粗大になり所定の平均粒径が得られないため、３℃／ｓ以上の平均加熱速度とする。
　均熱温度（保持温度）：Ａｃ３－１２０℃－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃～Ａｃ３－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃
　均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域であることに加えて、ＳｉおよびＭｎの含有量を考慮した適正な温度範囲とする必要がある。この適正な均熱温度とすることにより、所定のフェライトとパーライトの体積分率及び平均粒径を得ることが可能になる。均熱温度が、Ａｃ３－１２０℃－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃未満では、焼鈍中のオーステナイトの体積分率が少ないため、強度確保に必要な所定のパーライトの体積分率を得ることができず、Ａｃ３－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃を超えると焼鈍中のオーステナイトの体積分率が多く、かつ、オーステナイトの粒径も粗大になるため、所定のパーライトの平均粒径を得ることができない。そのため、均熱温度は、Ａｃ３－１２０℃－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃～Ａｃ３－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃とする。好ましくは、Ａｃ３－１００℃－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃～Ａｃ３－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃である。また、Ａｃ３は以下の式で表される。
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３√［Ｃ］－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ｔｉ］＋４００×[Ａｌ]
　ここで、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｐ］、［Ｔｉ］[Ａｌ]は、それぞれＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ｔｉ、Ａｌの含有量（質量％）を表す。
　均熱時間：３０～６００ｓ
　上記の均熱温度において、再結晶の進行および一部オーステナイト変態させるため、均熱時間は３０ｓ以上必要である。一方、均熱時間が長すぎるとフェライトが粗大化して所定の平均粒径が得られないため、均熱時間は６００ｓ以下とする必要がある。好ましくは５００ｓ以下である。
　均熱温度から５００～６００℃の温度迄の平均冷却速度：１．０～１２℃／ｓ
　焼鈍工程後に最終的に得られる鋼板のミクロ組織を、平均粒径２０μｍ未満のフェライトの体積分率を９０％以上、平均粒径５μｍ未満のパーライトの体積分率を１．０～１０％に制御するため、上記均熱温度から５００～６００℃（第１冷却温度）まで１．０℃／ｓ～１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却する一次冷却を行う。第１冷却温度が６００℃超ではパーライトが十分形成せず、５００℃未満ではベイナイトなどの第２相が過剰に生成する。第１冷却温度を５００～６００℃の範囲に規定することで、パーライトの体積分率を調整することができる。５００～６００℃の温度域までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満ではパーライトが体積分率として１．０％以上形成せず、平均冷却速度が１２℃／ｓ超では、過剰な体積分率のマルテンサイトが形成する。好ましくは１０℃／ｓ以下である。
　第１冷却温度から室温までの平均冷却速度：５℃／ｓ以下
　第１冷却温度（５００～６００℃）まで冷却した後は、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で室温まで冷却する２次冷却を行う。平均冷却速度が５℃／ｓを超えるとマルテンサイトの体積分率が過剰に増加してしまうため、第１冷却温度からの平均冷却速度は５℃／ｓ以下とする。好ましくは３℃／ｓ以下である。
　また、焼鈍後に調質圧延を実施しても良い。伸長率の好ましい範囲は０．３～２．０％である。
　なお、本発明の範囲内であれば、焼鈍工程において、１次冷却後に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。
　以下、本発明の実施例を説明する。
　ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す化学成分（残部成分：Ｆｅおよび不可避的不純物）の鋼を溶製して鋳造し、２３０ｍｍ厚のスラブを製造し、熱間圧延開始温度を１２００℃とし、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件で熱間圧延を行い、仕上げ圧延終了後、０．１ｓ後に冷却を開始して、表２に示す平均冷却速度で、表２に示す冷却停止温度まで冷却し、冷却停止温度から６００℃までの冷却時間：６ｓで空冷して、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした後、表２に示す巻取り温度（ＣＴ）で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施して、板厚：１．４ｍｍの冷延鋼板とし、その後、表２に示す平均加熱速度で表２に示す均熱温度まで加熱し、該均熱温度で表２に示す均熱時間均熱した後、表２に示す第１冷却温度まで、表２に示す１次冷却の平均冷却速度で冷却し、その後、表２に示す２次冷却の平均冷却速度で第１冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、調質圧延（伸長率：０．７％）を施し、高強度冷延鋼板を製造した。
　製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（１９９８））により、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、降伏比（ＹＲ）を測定した。ＥＬが３０％以上を良好な伸びの有する鋼板、ＹＲが６５％以上を高降伏比の有する鋼板とした。
　穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ　Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打ち抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、８０％以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。
　鋼板のミクロ組織は、以下の方法により、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの体積分率、平均（結晶）粒径を求めた。
　鋼板のミクロ組織は３％ナイタール試薬（３％硝酸＋エタノール）を用いて、鋼板の圧延方向断面（板厚１／４の深さ位置）を腐食し、倍率５００～１０００倍の光学顕微鏡および倍率１０００～１００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により観察、撮影した組織写真を用いて、フェライトの体積分率および平均結晶粒径、パーライトの体積分率および平均結晶粒径、マルテンサイトの体積分率および平均結晶粒径を定量化した。各１２視野の観察を行い、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライトはやや黒いコントラストの領域であり、パーライトは層状の組織で、板状のフェライトとセメンタイトが交互に並んでいる組織である。マルテンサイトは白いコントラストの付いているものである。また、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径の測定には、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いた。上述の鋼板組織写真から、予め各々のフェライト結晶粒、パーライト結晶粒、マルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　さらに、フェライト相のビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ２２４４（２００９）に準拠し、マイクロビッカース硬度計を用いて、測定条件は荷重１０ｇｆ、負荷時間１５ｓとし、フェライトの結晶粒内の硬度測定を１０点行い、その平均値により求めた。
　測定した引張特性と伸びフランジ性および鋼板組織の測定結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示す結果から、本発明例は何れも平均粒径が２０μｍ未満のフェライトを体積分率で９０％以上、平均粒径が５μｍ未満のパーライトを体積分率で１．０～１０％含む複合組織を有し、前記フェライトの平均ビッカース硬さが１３０以上であり、その結果、５９０ＭＰａ以上の引張強さと、６５％以上の降伏比を確保しつつ、且つ、３０％以上の伸びと８０％以上の穴広げ率の良好な加工性が得られている。一方、比較例は、鋼板組織が本発明範囲を満足せず、その結果、引張強さ、降伏比、伸び、穴広げ率の少なくとも１つの特性が劣る。
　本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが５９０ＭＰａ以上、降伏比が６５％以上、全伸びが３０％以上および穴広げ率が８０％以上である、伸びと伸びフランジ性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
 

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０６～０．１３％、Ｓｉ：１．２～２．３％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、平均粒径が２０μｍ未満のフェライトを体積分率で９０％以上および平均粒径が５μｍ未満のパーライトを体積分率で１．０～１０％含むミクロ組織を有し、前記フェライトの平均ビッカース硬さが１３０以上であり、降伏比が６５％以上で引張強さが５９０ＭＰａ以上である、高降伏比高強度冷延鋼板。
     
  2. 　前記ミクロ組織は、さらに、平均粒径が５μｍ未満のマルテンサイトを体積分率で５％未満含む、請求項１に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
     
  3. 　さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下からなるグループから選択された少なくとも一つを含有する、請求項１または２に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
     
  4. 質量％で、Ｃ：０．０６～０．１３％、Ｓｉ：１．２～２．３％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを準備し、
    前記鋼スラブを、熱間圧延開始温度１１５０～１３００℃、仕上げ圧延終了温度８５０～９５０℃の条件で熱間圧延し、
    前記熱間圧延された熱延鋼板を、冷却し、３５０～６００℃で巻取り、酸洗後、冷間圧延を行ない、冷延鋼板を製造し、
    前記冷延鋼板を、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で、Ａｃ３－１２０℃－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃～Ａｃ３－｛（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）×１０｝℃の温度域に加熱して３０～６００ｓ均熱し、
    前記均熱された冷延鋼板を、前記均熱温度から、５００～６００℃の温度範囲内にある第１冷却温度まで１．０～１２℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、その後、５℃／ｓ以下の平均冷却速度で前記第１冷却温度から室温まで冷却する、
    高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
    ここで、［Ｓｉ］はＳｉの含有量（質量％）、［Ｍｎ］は、Ｍｎの含有量（質量％）である。
     
  5. 　前記熱延鋼板の冷却が、仕上げ圧延終了後１ｓ以内に冷却を開始して、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０～７５０℃の温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度から６００℃まで５ｓ以上の冷却時間で空冷する、請求項４に記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
     
  6. 　前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＢ：０．００３０％以下からなるグループから選択された少なくとも一つを含有する、請求項４または５に記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
     
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