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WO2017141587A1 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2017141587A1
WO2017141587A1 PCT/JP2017/000878 JP2017000878W WO2017141587A1 WO 2017141587 A1 WO2017141587 A1 WO 2017141587A1 JP 2017000878 W JP2017000878 W JP 2017000878W WO 2017141587 A1 WO2017141587 A1 WO 2017141587A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
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less
rolled
retained austenite
circularity
crystal grains
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/000878
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
田中　裕二
シャルカ ミクメコバ
孝子 山下
美絵 小幡
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
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Priority to JP2017527934A priority patent/JP6260744B1/ja
Priority to CN201780008192.2A priority patent/CN108713065B/zh
Priority to EP17752851.0A priority patent/EP3418413B1/en
Priority to MX2018009885A priority patent/MX2018009885A/es
Priority to US16/075,747 priority patent/US20190062863A1/en
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the steel sheet described in Patent Document 1 is intended for a steel plate having a high yield ratio, and is not suitable for the above-described applications. Moreover, in the steel plate described in Patent Document 2, no consideration is given to the yield strength and the yield ratio. In addition, in the steel sheets described in Patent Documents 1 and 2, sufficient ductility may not always be obtained, and problems remain in workability.
  • FIG. 1 It is a figure which shows an example of the histogram showing circularity distribution of the crystal grain of a retained austenite.
  • (A) is a diagram showing an example of a secondary electron image obtained when the steel structure is observed by FE-SEM, and (b) is obtained by observing the steel structure by EBSD and analyzing it with a predetermined PC software. It is a figure which shows an example of the image obtained.
  • FE-SEM image showing steel structure of steel plate No. 1 in Example ((a) Acceleration voltage: 15 kV, secondary electron image observed at 2000 ⁇ magnification, (b) Acceleration voltage: 1 kV, magnification: 5000 ⁇ ) Observed secondary electron image).
  • Si 1.0-2.0% Si is an important element for suppressing the formation of cementite during overaging and obtaining a sufficient amount of retained austenite.
  • the Si content is less than 1.0%, the above effect cannot be obtained.
  • the Si content exceeds 2.0%, surface oxidation during hot rolling and annealing becomes remarkable, which adversely affects the appearance and plating properties. Therefore, the Si content is in the range of 1.0 to 2.0%. Preferably it is 1.2% or more. Preferably it is 1.8% or less.
  • Mn 1.8-3.5%
  • Mn has an effect of stabilizing retained austenite. However, when the amount of Mn is less than 1.8%, the above effect is small. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 3.5%, ferrite transformation during overaging treatment and generation of retained austenite are suppressed, making it difficult to obtain a desired elongation. Therefore, the Mn content is in the range of 1.8 to 3.5%. Preferably it is 1.9% or more. Preferably it is 2.5% or less.
  • Components other than the above are Fe and inevitable impurities. However, inclusion of components other than those described above is not rejected as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • Ferrite area ratio 30-75%
  • Ferrite is a soft phase and contributes to an improvement in elongation.
  • the area ratio of ferrite is less than 30%, martensite increases, the strength increases excessively, and the elongation decreases.
  • the area ratio of ferrite exceeds 75%, the area ratio of martensite is lowered and the desired strength cannot be ensured. Therefore, the area ratio of ferrite should be in the range of 30 to 75%.
  • it is 40% or more.
  • Martensite area ratio 15-40% Martensite is a hard phase and contributes to improvement in strength.
  • the area ratio of martensite is less than 15%, desired strength cannot be secured.
  • the area ratio of martensite exceeds 40%, the strength increases excessively and the elongation decreases. Therefore, the area ratio of martensite is in the range of 15 to 40%. Preferably it is 20% or more. Preferably it is 35% or less.
  • the acceleration voltage of FE-SEM at this time shall be 2 kV or less (in addition, the white part in Fig.2 (a) is a residual particle of an abrasive
  • image processing using contrast is easy.
  • the area of the crystal grains of residual austenite extracted by binarizing and extracting an image using free software ImageJ software and The circularity obtained from the circumference can be output as circularity.
  • the manufacturing method of the high-strength cold-rolled steel sheet of this invention is demonstrated.
  • the steel slab having the above-described composition is heated to 1100 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower, and then the finish rolling exit temperature of the steel slab is 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the hot-rolled sheet is subjected to hot rolling to cool the hot-rolled sheet at a cooling rate of 50 ° C / s or more in the temperature range from the finish rolling outlet temperature to 700 ° C, and the hot-rolled sheet is 550 Winding is performed at a temperature not lower than 650 ° C.
  • watering is performed after winding, cooling to 100 ° C. or lower, pickling is performed, and then cold rolling is performed on the hot-rolled sheet to form a cold-rolled sheet. Is annealed at 730 ° C or higher and 820 ° C or lower, then cooled to 300 ° C or higher and 500 ° C or lower, and then the above-mentioned cold-rolled sheet is kept in the temperature range of 300 ° C or higher and 500 ° C or lower for 100s to 1000s Is to be applied.
  • the reasons for limiting the above manufacturing conditions will be described.
  • slab heating temperature 1100 ° C or more and 1200 ° C or less If the slab heating temperature is less than 1100 ° C, the rolling load increases and problems such as increased risk of troubles during hot rolling occur. On the other hand, when the slab heating temperature exceeds 1200 ° C., the energy load for heating increases, and the scale loss also increases. For this reason, slab heating temperature shall be 1100 degreeC or more and 1200 degrees C or less.
  • Hot rolling finish rolling exit temperature 850 ° C. or more and 950 ° C. or less If the hot rolling finish rolling exit temperature is less than 850 ° C., deformation resistance during hot rolling increases. On the other hand, when the finish rolling outlet temperature of hot rolling exceeds 950 ° C., the crystal grains become coarse and the strength decreases. Therefore, the finish rolling outlet temperature of hot rolling is set to 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • Cooling rate in the temperature range from the finish rolling exit temperature to 700 ° C 50 ° C / s or more
  • the cooling rate in the temperature range from the finish rolling exit temperature to 700 ° C. is set to 50 ° C./s or more.
  • Winding temperature 550 ° C or more and 650 ° C or less
  • the winding temperature of the hot-rolled sheet after hot rolling is particularly important in order to control the circularity of the retained austenite grains in the final structure of the steel sheet within a predetermined range. is there. That is, in order to obtain a desired low yield ratio by controlling the circularity of the retained austenite crystal grains within a predetermined range, the steel structure of the hot-rolled sheet before annealing is made a two-phase structure of ferrite and pearlite. Therefore, it is important to perform annealing in the two-phase region of ferrite and austenite.
  • Cooling conditions after winding Cooling to 100 ° C. or less by water cooling
  • the cooling conditions after winding include the amount of retained austenite produced in the final structure of the steel sheet and the circularity of the crystal grains together with the above-described winding temperature. It is important to control to a predetermined range. That is, in order to control the amount of retained austenite produced in the final structure of the steel sheet and the circularity of the crystal grains to a predetermined range, the steel structure of the hot-rolled sheet before annealing is made a two-phase structure of ferrite and pearlite, It is necessary to appropriately control the nucleation site of austenite that transforms from ferrite during annealing.
  • Annealing temperature 730 ° C. or higher and 820 ° C. or lower
  • the cold-rolled sheet obtained as described above is annealed.
  • the layered cementite is spheroidized during the annealing process, from which austenite is nucleated to form a structure in which circular austenite is dispersed.
  • the annealing temperature is lower than 730 ° C.
  • carbides (cementite) in pearlite are not dissolved, and C in martensite formed by overaging treatment is insufficient and the strength is lowered.
  • the retained austenite obtained by the overaging treatment is reduced, and the ductility is lowered.
  • residual austenite obtained by the overaging treatment also increases crystal grains having a small circularity.
  • annealing temperature when the annealing temperature exceeds 820 ° C., the austenite fraction during annealing becomes excessive, and they are connected to each other. Thereby, amorphous austenite is formed, the retained austenite obtained by overaging treatment decreases, and ductility falls. Moreover, about the retained austenite obtained by an overaging process, a crystal grain with small circularity will increase, and a yield ratio will rise as a result. For this reason, annealing temperature shall be 730 degreeC or more and 820 degrees C or less. Preferably it is 740 degreeC or more. Preferably it is 810 degrees C or less.
  • Overaging treatment condition Hold for 100 seconds or more and 1000 seconds or less in a temperature range of 300 ° C or more and 500 ° C or less
  • cool to a temperature range of 300 ° C or more and 500 ° C or less and in this temperature range, 100 seconds or more and 1000 seconds or less
  • overaging treatment to keep.
  • the overaging temperature is less than 300 ° C.
  • the austenite undergoes martensite transformation, and a predetermined amount of retained austenite cannot be obtained, resulting in a decrease in elongation.
  • the overaging temperature exceeds 500 ° C., the ferrite transformation from austenite does not sufficiently proceed, and C concentration to austenite becomes insufficient.
  • the overaging treatment temperature is set to 300 ° C. or more and 500 ° C. or less. Preferably it is 350 degreeC or more. Preferably it is 450 degrees C or less. Also, if the retention time in the overaging treatment is less than 100 seconds, the ferrite transformation from austenite does not proceed sufficiently, C concentration to austenite becomes insufficient, a predetermined amount of retained austenite cannot be obtained, and elongation Decreases. On the other hand, when the retention time in the overaging treatment exceeds 1000 seconds, the productivity decreases. Therefore, the retention time in the overaging treatment is 100 seconds or more and 1000 seconds or less. Preferably it is 120 seconds or more. Preferably it is 600 seconds or less.
  • the steel plate obtained by performing the above-described overaging treatment may be further subjected to galvanizing treatment to form a galvanized layer on the surface thereof.
  • galvanizing treatment include hot dip galvanizing treatment, alloying hot dip galvanizing treatment, and electrogalvanizing treatment.
  • the treatment conditions are not particularly limited, and may be according to ordinary methods.
  • a steel slab was prepared by melting steel having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and inevitable impurities. Next, the steel slab is heated to form a hot-rolled sheet by hot rolling under the conditions shown in Table 2, and the obtained hot-rolled sheet is cooled, wound, and then further cooled to 100 ° C. or less under the cooling conditions shown in Table 2. Until cooled. Next, after pickling with hydrochloric acid and cold rolling at a rolling reduction of 40-60% to make a cold-rolled sheet (thickness: 0.8-1.0 mm), annealing and overaging were performed under the conditions shown in Table 2. went.
  • the steel plate thus produced was subjected to structure observation and tensile test as follows. The results are shown in Table 3.
  • the area ratio of ferrite was determined by mirror-polishing the cross section of a sample made from the manufactured steel sheet, then corroding with nital and using FE-SEM LEO-1530 made by Carl Zeiss NTS GmbH The thickness of the sample was determined by observing the structure at 1/4 position (position corresponding to 1/4 of the thickness in the depth direction from the surface).
  • the acceleration voltage was 15 kV
  • a secondary electron image was observed using an Everhart-Thronley (ET) detector.
  • FIG. 3A shows an example of a secondary electron image obtained by observing the steel structure at a magnification of 2000 times in the steel plate No. 1.
  • the area ratio of retained austenite is obtained by mirror-polishing the cross section of a sample prepared from the manufactured steel sheet and then mixing methanol, butyl cellosolve and perchloric acid in a volume ratio of 10: 6: 1. It was obtained by performing electropolishing with a liquid and observing the structure at a 1/4 position of the thickness of the sample using FE-SEM LEO-1530 manufactured by Carl Zeiss NTS GmbH. Here, the acceleration voltage was 1 kV, and a secondary electron image was observed using an Everhart-Thornley type detector.
  • FIG. 3B shows an example of a secondary electron image obtained by observing the steel structure at a magnification of 5000 times in the steel plate No. 1.
  • the martensite area ratio was determined by subtracting the area ratio of ferrite and the area ratio of retained austenite obtained above from 100%.
  • tensile strength high strength of 900 MPa or more and total workability: excellent workability of 20% or more are obtained, and furthermore, yield ratio: low yield ratio of less than 60% is obtained.
  • yield ratio low yield ratio of less than 60% is obtained.

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Abstract

所定の成分組成とするとともに、鋼組織を、面積率でフェライト：30～75％、マルテンサイト：15～40％および残留オーステナイト：10～30％である組織とし、さらに残留オーステナイトの結晶粒の円形度分布を、階級範囲：0.1×（n-1）超0.1×n以下、階級値：0.1×n（ここで、nは1～10までの整数）としたヒストグラムで表す場合に、残留オーステナイトの結晶粒の円形度の最頻値を0.7以上とすることにより、引張強さ：900MPa以上の高強度と全伸び：20％以上の高加工性を兼備し、かつ60％未満の低降伏比を有する高強度冷延鋼板とする。

Description

高強度冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に低降伏比でかつ加工性にも優れた高強度冷延鋼板を得ようとするものである。
　近年、高強度と優れた加工性を兼備した鋼板として、鋼板の鋼組織（微細組織）を制御した種々の鋼板が開発されている。
　例えば、特許文献１には、引張強さが980MPa以上の加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。
　また、特許文献２には、引張強さが1180MPa以上で、伸びと伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法が開示されている。
特許第5438302号公報 特開2015-014026号公報
　ところで、自動車用鋼板の加工には、プレス加工が多く用いられるが、降伏比が大きいとプレス加工時の負荷が大きいだけでなく、プレス加工後に鋼板が元の形状に戻ろうとするいわゆるスプリングバック現象が問題となる。
　また、近年、自動車の衝突安全性確保のため、衝突時に積極的に変形する鋼板を自動車部品に適用して、衝突エネルギーを吸収する車体構造設計を行うことも求められており、そのため、高強度と優れた加工性を兼備し、かつ低降伏比の鋼板を開発することが望まれている。
　この点、特許文献１に記載の鋼板は、高降伏比の鋼板を対象とするものであり、上記のような用途には適さない。
　また、特許文献２に記載の鋼板では、降伏強度や降伏比について何ら考慮が払われていない。
　加えて、特許文献１および２に記載の鋼板ではいずれも、必ずしも十分な延性が得られない場合があり、加工性の面にも課題を残していた。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、引張強さ：900MPa以上の高強度と全伸び：20％以上の優れた加工性を兼備し、かつ降伏比：60％未満の低降伏比の高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の高強度冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　さて、発明者らは、引張強さ：900MPa以上の高強度と全伸び：20％以上の優れた加工性を兼備し、かつ降伏比：60％未満の低降伏比の高強度冷延鋼板を開発すべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを知見した。
（１）引張強さ：900MPa以上と全伸び：20％以上を両立するためには、成分組成を適正に調整した上で、鋼組織を、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがそれぞれ適正な配合比率になる複合組織とし、残留オーステナイトによるTRIP効果を活用することが有効である。
（２）また、鋼板の機械的特性、特に降伏比は、成分組成や鋼組織における各相の面積率（以下、組織分率ともいう）によって一義的に決まるわけではなく、成分組成や組織分率がほぼ同じであっても大きく変わる場合がある。
（３）そこで、各相の組織形態に着目し、電界放出型走査電子顕微鏡（FE-SEM）を用いて鋼組織の詳細な観察・解析を行ったところ、残留オーステナイトの形態、特に残留オーステナイトの結晶粒の円形度が鋼板の降伏比に影響を与えており、この残留オーステナイトの結晶粒の円形度を適正に制御することによって、所望とする鋼板の降伏比を得ることが可能となる。
（４）また、特に熱間圧延後の巻き取り温度と冷却条件を調整することにより、焼鈍処理前の熱延板組織をフェライトとパーライトの二相組織とし、その後、フェライトとオーステナイトの二相域において焼鈍を行って、所定の条件で過時効処理を行うことにより、最終組織における残留オーステナイトの結晶粒の円形度を適正に制御することができる。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
　Ｃ：0.15～0.35％、 
　Si：1.0～2.0％、
　Mn：1.8～3.5％、
　Ｐ：0.020％以下、
　Ｓ：0.0040％以下、
　Al：0.01～0.1％および
　Ｎ：0.01％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　面積率で、フェライト：30～75％、マルテンサイト：15～40％および残留オーステナイト：10～30％の範囲である鋼組織を有し、
　また、上記残留オーステナイトの結晶粒の円形度分布を、階級範囲：0.1×（n-1）超0.1×n以下、階級値：0.1×n（ここで、nは1～10までの整数）としたヒストグラムで表す場合に、上記残留オーステナイトの結晶粒の円形度の最頻値が0.7以上である、
高強度冷延鋼板。
　ここに、残留オーステナイトの各結晶粒の円形度は、次式により求めたものである。
　　円形度＝4πS／L2
　ここで、Sは残留オーステナイトの結晶粒の面積、Lは残留オーステナイトの結晶粒の周長である。
２．表面に亜鉛めっき層を有する前記１に記載の高強度冷延鋼板。
３．質量％で、
　Ｃ：0.15～0.35％、
　Si：1.0～2.0％、
　Mn：1.8～3.5％、
　Ｐ：0.020％以下、
　Ｓ：0.0040％以下、
　Al：0.01～0.1％および
　Ｎ：0.01％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、1100℃以上1200℃以下に加熱したのち、上記鋼スラブに仕上圧延出側温度：850℃以上950℃以下で熱間圧延を施して熱延板とし、
　上記熱延板を、上記仕上圧延出側温度から700℃までの温度域における冷却速度を50℃/s以上として冷却し、上記熱延板を550℃以上650℃以下で巻き取り、巻き取り後に水冷を施して100℃以下まで冷却し、
　酸洗を行ったのち、上記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
　上記冷延板を、730℃以上820℃以下で焼鈍したのち、300℃以上500℃以下の温度域に冷却し、上記冷延板を当該300℃以上500℃以下の温度域で100s以上1000s以下保持する過時効処理を施す、
高強度冷延鋼板の製造方法。
４．前記過時効処理後に亜鉛めっき処理を行う前記３に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強さ：900MPa以上の高強度と全伸び：20％以上の優れた加工性を兼備し、かつ降伏比：60％未満の低降伏比の高強度冷延鋼板を得ることができる。
　また、かような高強度冷延鋼板を、所定の自動車部品に適用することにより、衝突時に衝突エネルギーを吸収する車体構造設計を行いながら、車体軽量化による燃費改善を図ることが可能となるので、産業的な利用価値は極めて大きい。
残留オーステナイトの結晶粒の円形度分布を表すヒストグラムの一例を示す図である。 （ａ）は鋼組織をFE-SEMにより観察した場合に得られる二次電子像の一例を示す図であり、（ｂ）は鋼組織をEBSDにより観察し、所定のPCソフトで解析して得られる画像の一例を示す図である。 実施例の鋼板No.1の鋼組織を示すFE-SEM像（（ａ）加速電圧：15kV、倍率：2000倍で観察した二次電子像、（ｂ）加速電圧：1kV、倍率：5000倍で観察した二次電子像）である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明の高強度冷延鋼板における成分組成の限定理由を以下に述べる。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：0.15～0.35％
　Ｃは、鋼板の高強度化にも寄与するとともに、残留オーステナイトを得るために重要な元素である。本発明の鋼板を製造するにあたっては、焼鈍後の過時効処理時にフェライト変態が進行する。ここで、フェライトはＣをほとんど固溶しないので、未変態オーステナイトにＣが濃化し、オーステナイトが安定化する。その結果、最終組織において残留オーステナイトが得られ、伸びを向上させる。また、Ｃの濃化が不十分な一部のオーステナイトは、マルテンサイト変態し、Ｃを過飽和に固溶した硬質相（マルテンサイト）となって強度の向上に寄与する。ここに、Ｃ量が0.15％未満では、十分な強度を得ることが出来ない。一方、Ｃ量が0.35％を超えると、溶接性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ量は0.15～0.35％の範囲とする。好ましくは0.15％以上である。好ましくは0.28％以下である。
Si：1.0～2.0％
　Siは、過時効時のセメンタイト生成を抑制し、十分な量の残留オーステナイトを得るために重要な元素である。しかし、Si量が1.0％未満では、上記の効果を得ることができない。一方、Si量が2.0％を超えると、熱間圧延及び焼鈍時の表面酸化が顕著になり、外観およびめっき性に悪影響を及ぼす。したがって、Si量は1.0～2.0％の範囲とする。好ましくは1.2％以上である。好ましくは1.8％以下である。
Mn：1.8～3.5％
　Mnは、残留オーステナイトを安定化させる効果がある。しかし、Mn量が1.8％未満では、上記の効果が小さい。一方、Mn量が3.5％を超えると、過時効処理時のフェライト変態、さらには残留オーステナイトの生成が抑制され、所望の伸びを得ることが困難となる。したがって、Mn量は1.8～3.5％の範囲とする。好ましくは1.9％以上である。好ましくは2.5％以下である。
Ｐ：0.020％以下
　Ｐは、溶接性を低下させるため、極力少ないほうが望ましい。したがって、Ｐ量は0.020％以下とする。好ましくは0.015％以下である。
Ｓ：0.0040％以下
　Ｓは、介在物を形成して局部伸びを低下させるため、極力少ないほうが望ましい。したがって、Ｓ量は0.0040％以下とする。好ましくは0.0020％以下である。
Al：0.01～0.1％
　Alは、脱酸剤として添加される。しかし、Al量が0.01％未満ではその効果が小さい。一方、Al量が0.1％を超えると、介在物が形成され、局部伸びが低下する。したがって、Al量は0.01～0.1％の範囲とする。好ましくは0.02％以上である。好ましくは0.06％以下である。
Ｎ：0.01％以下
　Ｎは、歪時効に影響を及ぼす元素であり、極力少ない方が望ましい。したがって、Ｎ量は0.01％以下とする。好ましくは0.006％以下である。
　なお、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲であれば上記以外の成分の含有を拒むものではない。
　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。
フェライトの面積率：30～75％
　フェライトは、軟質相であり伸びの向上に寄与する。ここで、フェライトの面積率が30％未満では、マルテンサイトが増加して強度が過度に高まり、伸びが低下する。一方、フェライトの面積率が75％を超えると、マルテンサイトの面積率が低下して、所望の強度を確保できない。したがって、フェライトの面積率は30～75％の範囲とする。好ましくは40％以上である。好ましくは70％以下である。
マルテンサイトの面積率：15～40％
　マルテンサイトは、硬質相であり強度の向上に寄与する。ここで、マルテンサイトの面積率が15％未満では、所望の強度を確保できない。一方、マルテンサイトの面積率が40％を超えると、強度が過度に高まり伸びが低下する。したがって、マルテンサイトの面積率は15～40％の範囲とする。好ましくは20％以上である。好ましくは35％以下である。
残留オーステナイトの面積率：10～30％
　残留オーステナイトは、TRIP効果を通じて伸びの向上に大きく寄与する。ここで、残留オーステナイトの面積率が10％未満では、所望の伸びを得ることができない。一方、残留オーステナイトの面積率が増加するにつれて、残留オーステナイト中のＣ濃度が低くなって残留オーステナイトの安定度が低下する。このため、面積率で30％超の残留オーステナイトを工業的に得るには、制御が困難である。したがって、残留オーステナイトの面積率は10～30％の範囲とする。好ましくは12％以上である。好ましくは28％以下である。
　なお、鋼組織は、基本的に上記したフェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトにより構成されるが、セメンタイト等の炭化物やTiN等の介在物が微量であれば含まれていてもよく、これらの合計の面積率が1％以下であれば許容できる。
残留オーステナイトの結晶粒の円形度の最頻値：0.7以上
　前述したように、残留オーステナイトの結晶粒の円形度は、鋼板の降伏比に影響を及ぼし、この残留オーステナイトの結晶粒の円形度の最頻値を0.7以上に制御することによって、所望とする降伏比：60％未満の低降伏比を得ることが可能となる。
　ここで、残留オーステナイトの結晶粒の円形度が、鋼板の降伏比に影響を及ぼすメカニズムについては必ずしも明らかではないが、発明者らは、組織形態により微視的な応力分配が変化するためと考えている。
　すなわち、残留オーステナイトの結晶粒の円形度（以下、単に円形度ともいう）の最頻値が小さくなると、残留オーステナイトの結晶粒の多くは細長く延びた形状となる。鋼板に引張荷重を加えた場合、残留オーステナイトの結晶粒の形状が、引張方向に対してどのような方向に延びているかで、応力の加わり方が異なるものとなる。このような場合、細長く延びた形状となった残留オーステナイトの結晶粒は、応力が加わってもTRIP現象を起こさず、その応力をフェライトまたはマルテンサイトが受け持つようになる。TRIP現象は不可逆な塑性変形であるため、TRIP現象が起きれば降伏する。しかし、フェライトおよびマルテンサイトは、応力が加わると弾性変形するため、降伏せず、降伏比を高める側に作用する。このため、残留オーステナイトの結晶粒の円形度の最頻値が小さくなると、鋼板の降伏比が上昇する。一方、残留オーステナイトの結晶粒の円形度の最頻値が大きくなると、鋼中の多くの残留オーステナイトにおいてTRIP現象が生じ、その結果、降伏比が低下するものと考えている。
　なお、ここでいう残留オーステナイトの結晶粒の円形度の最頻値とは、図１に示すように、残留オーステナイトの結晶粒の円形度分布を、階級範囲：0.1×（n-1）超0.1×n以下、階級値：0.1×n（ここで、nは1～10までの整数）としたヒストグラムで表す場合における、円形度の最頻値である。なお、最頻値とは、上記の円形度分布において、度数（結晶粒の数）が最大となる階級値を意味するものであり、図１の場合、最頻値は0.9である。
　また、残留オーステナイトの各結晶粒の円形度は、次式により求めたものである。
　　円形度＝4πS／L2
　ここで、Sは残留オーステナイトの結晶粒の面積、Lは残留オーステナイトの結晶粒の周長である。
　さらに、鋼板中の残留オーステナイトの結晶粒の形態は様々なため、統計的に円形度を判定するためには、1000個以上の残留オーステナイトの結晶粒の円形度を測定することが好ましい。
　加えて、残留オーステナイトの各結晶粒の円形度の測定は、電界放出型走査電子顕微鏡（FE-SEM）の観察像の画像処理により行うことが好適である。
　すなわち、鋼板の試料断面を鏡面研磨した後、適切な組織エッチング処理を施し、FE-SEMによる二次電子像観察を行うことにより、図２（ａ）に示すように、残留オーステナイトの形態を高解像度で観察可能である。ここで、エッチング処理としては、例えば、ナイタール及び電解研磨エッチングを用いればよい。また、エッチングされた領域の中心部ではなく周辺部をFE-SEMのインレンズ型検出器またはEverhart-Thornley検出器で観察することにより、残留オーステナイトのみを常にフェライトやマルテンサイトよりも暗いコントラストで観察可能である。なお、このときのFE-SEMの加速電圧は2kV以下とすることが好ましい（なお、図２（ａ）中の白色部分は、研磨剤の残留粒子である。）。
　なお、鋼組織の結晶相の判定手法として、SEMにEBSD（Electron BackScattered Diffraction）検出器を取り付け、観察した画像をPCソフトで解析する手法が広く普及している。しかし、EBSDで観察した画像では、図２（ｂ）のように、50nm以下の大きさの残留オーステナイトの結晶粒（図２（ｂ）中の白色部分に相当）の境界が曖昧で、場所によっては、精度よく残留オーステナイトの結晶粒の面積Sおよび周長Lを求めることができない。一方、上述したFE-SEM像では、50nm以下の残留オーステナイトも高解像度で観察可能であり、これによって、50nm以下の大きさの残留オーステナイトの結晶粒であっても円形度を高精度に測定可能である。
　なお、FE-SEMの観察像の画像処理としては、コントラストを利用した画像処理が容易であり、例えばフリーソフトのImageJソフトウェアを用いて画像を二値化し、抽出した残留オーステナイトの結晶粒の面積および周長から求めた円形度を、circularityとして出力することができる。
　また、円形度の測定対象とする残留オーステナイトの結晶粒は、結晶粒径（短径）：10nm以上の結晶粒とする。さらに、円形度の階級値が0.7以上となる結晶粒の数は、全体の50％超とすることが好ましい。
　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。
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、上記した成分組成となる鋼スラブを、1100℃以上1200℃以下に加熱したのち、上記鋼スラブに仕上圧延出側温度：850℃以上950℃以下で熱間圧延を施して熱延板とし、上記熱延板を、上記仕上圧延出側温度から700℃までの温度域における冷却速度を50℃/s以上として冷却し、上記熱延板を550℃以上650℃以下で巻き取り、巻き取り後に水冷を施して100℃以下まで冷却し、酸洗を行ったのち、上記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、上記冷延板を、730℃以上820℃以下で焼鈍したのち、300℃以上500℃以下に冷却し、ついで、上記冷延板を当該300℃以上500℃以下の温度域で100s以上1000s以下保持する過時効処理を施すものである。
　以下、上記した製造条件の限定理由について説明する。
スラブ加熱温度：1100℃以上1200℃以下
　スラブ加熱温度が1100℃未満では、圧延負荷が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。一方、スラブ加熱温度が1200℃を超えると、加熱のためのエネルギー負荷が大きく、またスケールロスも大きくなる。このため、スラブ加熱温度は、1100℃以上1200℃以下とする。
熱間圧延の仕上圧延出側温度：850℃以上950℃以下
　熱間圧延の仕上圧延出側温度が850℃未満では、熱間圧延時の変形抵抗が増大する。一方、熱間圧延の仕上圧延出側温度が950℃を超えると、結晶粒の粗大化を招き、強度が低下する。したがって、熱間圧延の仕上圧延出側温度は、850℃以上950℃以下とする。
仕上圧延出側温度から700℃までの温度域における冷却速度：50℃/s以上
　熱間圧延後、仕上圧延出側温度から700℃までの温度域における冷却速度が50℃/s未満になると、フェライト粒径が大きくなり、強度が低下する。このため、仕上圧延出側温度から700℃までの温度域における冷却速度は50℃/s以上とする。
巻き取り温度：550℃以上650℃以下
　熱間圧延後の熱延板の巻き取り温度は、鋼板の最終組織における残留オーステナイトの結晶粒の円形度を所定の範囲に制御するために、特に重要である。すなわち、残留オーステナイトの結晶粒の円形度を所定の範囲に制御して、所望の低降伏比を得るには、焼鈍処理前の熱延板の鋼組織をフェライトとパーライトの二相組織とした上で、フェライトとオーステナイトの二相域において焼鈍を行うことが重要である。ここで、巻き取り温度が550℃未満では、熱延板の鋼組織にベイナイト等の低温変態相が生成し、その後の焼鈍・過時効処理を経て得られる残留オーステナイトの結晶粒について、円形度が小さいものが多くなり、降伏比が上昇する。一方、巻き取り温度が650℃を超えると、結晶粒の粗大化により、引張強さが低下するだけでなく、SiやMnの表面酸化により、外観及びめっき性が低下する。このため、巻き取り温度は550℃以上650℃以下とする。好ましくは560℃以上、より好ましくは590℃以上である。好ましくは620℃以下である。
巻き取り後の冷却条件：水冷を施して100℃以下まで冷却
　また、巻き取り後の冷却条件も、上記した巻き取り温度とともに、鋼板の最終組織における残留オーステナイトの生成量および結晶粒の円形度を所定の範囲に制御するために、重要である。すなわち、鋼板の最終組織における残留オーステナイトの生成量および結晶粒の円形度を所定の範囲に制御するには、焼鈍処理前の熱延板の鋼組織をフェライトとパーライトの二相組織にするとともに、焼鈍処理時に、フェライトから相変態するオーステナイトの核生成場所を適切に制御する必要がある。
　この点、巻き取り後の冷却を水冷として100℃以下まで冷却することにより、鋼中の炭素がフェライト粒内に固溶する。そして、このフェライト粒内に固溶した炭素が、焼鈍処理時にパーライトへ拡散、濃化し、このパーライトからオーステナイト変態が円形状に生じ、鋼板の最終組織において、所望とする残留オーステナイトの生成量および結晶粒の円形度を得ることが可能となる。
　一方、冷却を水冷により行わない場合や、冷却停止温度が100℃を超える場合には、炭素の一部がフェライト粒界に偏析し、焼鈍処理時にフェライト粒界からオーステナイトが変態して、粗大なオーステナイト粒を形成する。粗大なオーステナイト粒は、炭素量が少ないため、残留オーステナイトが不安定となり、ひいては残留オーステナイトの面積率が少なくなって、延性が低下する。
　このため、巻き取り後の冷却条件は、水冷を施して100℃以下まで冷却するものとする。
　上記熱延板を巻き取り後、酸洗し、上記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする。なお、酸洗条件及び冷間圧延条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
焼鈍温度：730℃以上820℃以下
　ついで、上記のようにして得た冷延板を焼鈍する。ここでは、熱間圧延後の巻き取りの際に形成した熱延板のフェライトとパーライトの二相組織から、フェライトとオーステナイトの二相組織を形成し、焼鈍を行うことが重要である。すなわち、フェライトについては、焼鈍の過程で転位密度の少ない組織となり、延性向上に寄与する。一方、パーライトについては、焼鈍の過程で層状セメンタイトが球状化し、ここからオーステナイトが核生成して、円形状のオーステナイトが分散した組織が形成される。
　ここで、焼鈍温度が730℃未満では、パーライト中の炭化物（セメンタイト）が溶解せず、過時効処理で形成されるマルテンサイト中のＣが不足して強度が低下する。また、過時効処理で得られる残留オーステナイトが少なくなり、延性が低下する。さらに、過時効処理で得られる残留オーステナイトについても、円形度が小さい結晶粒が増加する。
　一方、焼鈍温度が820℃を超えると、焼鈍時のオーステナイト分率が過剰となって、互いに連結する。これにより、不定形なオーステナイトが形成され、過時効処理で得られる残留オーステナイトが少なくなり、延性が低下する。また、過時効処理で得られる残留オーステナイトについて、円形度が小さい結晶粒が増加し、結果的に降伏比が上昇する。このため、焼鈍温度は730℃以上820℃以下とする。好ましくは740℃以上である。好ましくは810℃以下である。
過時効処理条件：300℃以上500℃以下の温度域で100秒以上1000秒以下保持
　上記の焼鈍後、300℃以上500℃以下の温度域に冷却し、この温度域で100秒以上1000秒以下保持する過時効処理を施す。
　ここに、過時効処理温度が300℃未満の場合、オーステナイトがマルテンサイト変態して所定量の残留オーステナイトが得られず、伸びが低下する。一方、過時効処理温度が500℃を超えると、オーステナイトからのフェライト変態が十分に進まず、オーステナイトへのＣ濃化が不十分となる。このため、所定量の残留オーステナイトが得られず、伸びが低下する。したがって、過時効処理温度は300℃以上500℃以下とする。好ましくは350℃以上である。好ましくは450℃以下である。
　また、過時効処理での保持時間が100秒未満では、オーステナイトからのフェライト変態が十分に進まず、オーステナイトへのＣ濃化が不十分となって、所定量の残留オーステナイトが得られず、伸びが低下する。一方、過時効処理での保持時間が1000秒を超えると、生産性が低下する。したがって、過時効処理での保持時間は100秒以上1000秒以下とする。好ましくは120秒以上である。好ましくは600秒以下である。
　また、上記の過時効処理を施して得られた鋼板に、さらに亜鉛めっき処理を施して、その表面に亜鉛めっき層を形成してもよい。ここで、亜鉛めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理や合金化溶融亜鉛めっき処理、および電気亜鉛めっき処理などが挙げられる。処理条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
　表１に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を溶製して鋼スラブとした。ついで、表２に示す条件で、鋼スラブを加熱して熱間圧延により熱延板とし、得られた熱延板を冷却後、巻き取り、その後、さらに表２に示す冷却条件で100℃以下まで冷却した。ついで、塩酸酸洗を施し、圧下率：40～60％で冷間圧延して冷延板（厚さ：0.8～1.0mm）としたのち、表２に示す条件で、焼鈍および過時効処理を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　かくして製造した鋼板について、以下のようにして組織観察および引張試験を行った。結果を表３に示す。
（１）組織観察
・フェライトの面積率
　フェライトの面積率は、製造した鋼板から作製した試料の断面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食し、Carl Zeiss NTS GmbH製FE-SEM LEO-1530を用いて、試料の板厚1/4位置（表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置）の組織観察を行うことにより求めた。
　ここで、加速電圧は15kVとし、Everhart-Thronley（ET）検出器を用いて、二次電子像を観察した。また、上記の二次電子像では、周囲より暗いコントラストの結晶粒をフェライトとし、視野全体に対してフェライトが占める面積率を求めた。
　なお、観察は倍率：5000倍で10視野行い、各視野で観察されたフェライトが占める面積率の平均値を、フェライトの面積率とした。
　参考として、図３（ａ）に、鋼板No.1において倍率：2000倍で鋼組織を観察して得られた二次電子像の一例を示す。
・残留オーステナイトの面積率
　残留オーステナイトの面積率は、製造した鋼板から作製した試料の断面を鏡面研磨した後、メタノール、ブチルセロソルブおよび過塩素酸を体積率で10：6：1 の割合で混合した電解液により電解研磨を行い、Carl Zeiss NTS GmbH製FE-SEM LEO-1530を用いて試料の板厚1/4位置の組織観察を行うことにより求めた。
　ここで、加速電圧は1kVとし、Everhart-Thornley型検出器を用いて二次電子像を観察した。また、上記の二次電子像では、周囲より暗いコントラストの結晶粒を残留オーステナイトとし、視野全体に対して残留オーステナイトが占める面積率を求めた。
　なお、観察は倍率：5000倍で10視野行い、各視野で観察された残留オーステナイトが占める面積率の平均値を、残留オーステナイトの面積率とした。
　参考として、図３（ｂ）に、鋼板No.1において倍率：5000倍で鋼組織を観察して得られた二次電子像の一例を示す。
・マルテンサイトの面積率
　マルテンサイトの面積率は、100％から上記で求めたフェライトの面積率および残留オーステナイトの面積率を減じることにより求めた。
・残留オーステナイトの結晶粒の円形度の最頻値
　残留オーステナイトの面積率を求める際に用いた試料を使用し、Carl Zeiss NTS GmbH製FE-SEM LEO-1530により試料の板厚1/4位置の組織観察を行い、観察された残留オーステナイトの結晶粒の円形度を、ImageJソフトウェアを用いた画像解析により求めた。
　また、残留オーステナイトの結晶粒の円形度は、視野を変えながら1000個の結晶粒について算出し、算出した残留オーステナイトの結晶粒の円形度分布を、階級範囲：0.1×（n-1）超0.1×n以下、階級値：0.1×n（ここで、nは1～10までの整数）としたヒストグラムで表し、その最頻値を求めた。
（２）引張試験
　鋼板の圧延方向と90°の方向を長手方向(引張方向)とするJISZ2201に準拠したJIS5号試験片を用いて、JISZ2241に準拠した引張試験を行い、降伏強度（YS）、引張強さ（TS）、降伏比（YR）および全伸び（EL）を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より、本発明例ではいずれも、引張強さ：900MPa以上の高強度と全伸び：20％以上の優れた加工性が得られ、さらには降伏比：60％未満の低降伏比が得られていることがわかる。
　一方、比較例では、引張強さ、全伸びおよび降伏比のうちの少なくとも１つが、所望とする範囲外となった。
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：0.15～0.35％、 
    　Si：1.0～2.0％、
    　Mn：1.8～3.5％、
    　Ｐ：0.020％以下、
    　Ｓ：0.0040％以下、
    　Al：0.01～0.1％および
    　Ｎ：0.01％以下
    を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　面積率で、フェライト：30～75％、マルテンサイト：15～40％および残留オーステナイト：10～30％の範囲である鋼組織を有し、
    　また、上記残留オーステナイトの結晶粒の円形度分布を、階級範囲：0.1×（n-1）超0.1×n以下、階級値：0.1×n（ここで、nは1～10までの整数）としたヒストグラムで表す場合に、上記残留オーステナイトの結晶粒の円形度の最頻値が0.7以上である、
    高強度冷延鋼板。
    　ここに、残留オーステナイトの各結晶粒の円形度は、次式により求めたものである。
    　　円形度＝4πS／L2
    　ここで、Sは残留オーステナイトの結晶粒の面積、Lは残留オーステナイトの結晶粒の周長である。
  2. 　表面に亜鉛めっき層を有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 　質量％で、
    　Ｃ：0.15～0.35％、
    　Si：1.0～2.0％、
    　Mn：1.8～3.5％、
    　Ｐ：0.020％以下、
    　Ｓ：0.0040％以下、
    　Al：0.01～0.1％および
    　Ｎ：0.01％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、1100℃以上1200℃以下に加熱したのち、上記鋼スラブに仕上圧延出側温度：850℃以上950℃以下で熱間圧延を施して熱延板とし、
    　上記熱延板を、上記仕上圧延出側温度から700℃までの温度域における冷却速度を50℃/s以上として冷却し、上記熱延板を550℃以上650℃以下で巻き取り、巻き取り後に水冷を施して100℃以下まで冷却し、
    　酸洗を行ったのち、上記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
    　上記冷延板を、730℃以上820℃以下で焼鈍したのち、300℃以上500℃以下の温度域に冷却し、上記冷延板を当該300℃以上500℃以下の温度域で100s以上1000s以下保持する過時効処理を施す、
    高強度冷延鋼板の製造方法。
  4. 　前記過時効処理後に亜鉛めっき処理を行う請求項３に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
     
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