JP2002363685A

JP2002363685A - 低降伏比高強度冷延鋼板

Info

Publication number: JP2002363685A
Application number: JP2001171838A
Authority: JP
Inventors: Taro Kizu; 太郎木津; Yasunobu Nagataki; 康伸長滝; Yasushi Tanaka; 靖田中
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2001-06-07
Filing date: 2001-06-07
Publication date: 2002-12-18

Abstract

(57)【要約】【課題】析出型、細粒型で、降伏比が低く、かつ、加
工性、溶接性に優れる引張強度の高い薄鋼板を提供す
る。【解決手段】金属組織が平均粒径5μｍ以下のフェラ
イトを主体とする実質的なフェライト組織であり、か
つ、降伏比が70％以下である低降伏比高強度冷延鋼板。
さらに、化学成分としてmass％で、C：0.016〜0.2％、S
i:2.0％以下、Mn:2.5％以下、P: 0.1％以下、S: 0.01％
以下、sol.Al: 0.1％以下、N: 0.01％以下、かつ、Ti:
0.025〜1％、Nb:0.01〜1.5％、V:0.01〜1％の1種以上を
含有し、残部が実質的に鉄からなる低降伏比高強度冷延
鋼板。化学成分としてさらにmass％で、Cu:1％以下、N
i:1％以下、Cr:1％以下、Mo:1％以下、B:0.01％以下の1
種以上を含有してもよい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、降伏比が低く、加
工性、溶接性に優れる低降伏比高強度冷延鋼板の製造方
法に関するものである。

【０００２】

【従来技術】近年、自動車用部品や家電製品などに使用
される鋼板において、引張強度の高い高強度冷延鋼板が
注目されている。従来より鋼の強化機構として、第74・
75回西山記念技術講座（昭和56年、日本鉄鋼協会）の
ｐ.41に示されるように、固溶強化、析出強化、
変態強化、細粒化、加工硬化の5つの機構が知られ
ている。このうち、の加工硬化による高強度化は、鋼
の加工性を著しく劣化させるため、通常、高強度薄鋼板
の製造に関しては、〜の強化機構が用いられてい
る。

【０００３】ここで、の固溶強化は、Si、Mn、P等の
固溶元素の添加によりなされ、加工性をさほど劣化させ
ることなく高強度化する有効な手段である。しかし、S
i、Mnは多量に添加すると鋼板表面性状が劣化する。す
なわち、Siは赤スケールを発生させ、Mnはスラブ割れに
伴う表面欠陥が発生することで、鋼板表面性状が劣化す
る。またPについては固溶量が限られているため、固溶
強化機構のみで引張強度が500MPaを超えるような高強度
材の製造することは困難である。

【０００４】の析出強化は、Ti、Nb、V等の炭窒化物
形成元素を添加し、炭窒化物を微細析出させることでな
され、微細析出物が転位のトラップサイトとして作用す
ることで引張強度の上昇が図れる。しかし、析出強化の
場合は必然的に降伏強度の上昇も伴うため、プレス成型
時の形状凍結性が劣るという問題点がある。

【０００５】さらに、熱延鋼板に比べて、薄物が可能
で、かつ、表面粗度および板厚精度にも優れる冷延鋼板
として製造する場合、多量の炭窒化物形成元素の添加
は、冷圧後の焼鈍時に、再結晶温度の上昇を招く。その
ため、オーステナイト域での焼鈍を余儀なくされること
になり、その場合、結晶粒が粗大化することで加工性が
著しく劣化してしまう。したがって、とくに冷延鋼板の
場合、析出強化による高強度化は困難である。

【０００６】の変態強化は、高温域からの急冷により
なされ、その冷却制御により硬質変態相であるマルテン
サイト相やベイナイト相と軟質相であるフェライト相と
の混合組織とすることで高強度かつ加工性にも優れる鋼
板とすることができる。しかし、溶融亜鉛メッキ板とし
て製造する場合には、その製造プロセス上、急冷するこ
とはできない。そのためCr、Mo等の焼き入れ促進元素を
多量に添加する必要があり、製造コストの増大を招くと
いう問題点がある。

【０００７】さらに、薄鋼板は溶接性を要求される場合
が多く、急冷により形成された硬質相は、溶接時の熱影
響により焼き戻されて軟質化してしまうという問題点も
ある。このように、低温変態相の生成をベースとした強
化機構は溶接性の観点から不利である。

【０００８】の細粒化は、熱間で強加工をおこない、
急冷することでなされる。したがって、薄物が可能で、
かつ、表面粗度や板厚精度にも優れる冷延板として製造
する場合には、細粒化をおこなうことは困難である。さ
らに、細粒化は粒界が転位のトラップサイトとして作用
することで引張強度の上昇が図れるが、必然的に降伏強
度の上昇も伴うため、プレス成型時の形状凍結性が劣る
という問題点もある。

【０００９】以上のように、これら〜の強化機構を
利用した製造方法では、降伏強度が低くプレス成型時の
形状凍結性に優れ、かつ加工性がよく、溶接時にHAZ軟
化しない薄鋼板を製造することは困難であった。その中
で、次のようないくつかの技術が提案されている。

【００１０】加工性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板の
製造方法に関しては、例えば特公昭60-54373に開示され
ているように、Tiを重量％でTi/C＝2〜20となるように
添加した鋼を、通常の方法で熱間圧延、冷間圧延をおこ
なった後、急速加熱による再結晶焼鈍をおこない、20℃
/ｓ以下の平均冷却速度で冷却する方法がある。

【００１１】この方法では、とくにCをTiで固定するこ
とを目的とし、再結晶焼鈍後の徐冷により固溶Cを残留
させないことに主眼をおいている。急速加熱に関して
は、生産性という観点から急速ほど好ましいという観点
であり、実施例においても750℃まで1分以内に加熱する
という表現にとどまっていることからも、実質15〜20℃
/ｓ程度の加熱速度を意図しているものと思われる。

【００１２】伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板の
製造方法に関しては、例えば特許2688384に開示されて
いるように、Nbを0.005〜0.045wt％添加した鋼を熱間圧
延および冷間圧延をおこなった後、5℃/ｓ以上の加熱速
度で加熱、焼鈍をおこなう方法がある。この方法では、
とくにNb添加により細粒化を実現することを意図するも
のである。

【００１３】さらに、加熱速度も大きいほうが微細化に
は有利とされ、そのため5℃/ｓ以上、好ましくは10℃/
ｓ以上とされており、実施例では最大20℃/ｓまでの例
が示されている。そして、このとき、フェライト粒径と
して平均11μmまでの細粒化が実現されている。

【００１４】また、焼き付け硬化性に優れた高強度冷延
鋼板の製造方法として、例えば特開平4-365814に開示さ
れているように、Ti、Nbの1種以上およびCr、Moを添加
した鋼を、熱間圧延、冷間圧延および再結晶焼鈍をおこ
なう方法がある。ここで、焼鈍時の加熱速度は、高速ほ
ど（111）面の発達により加工性が向上するとされる
が、高強度冷延鋼板の場合は重要ではなく、とくに規定
はしないが、通常の加熱方法として5〜5000℃/s程度と
記載されている。

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、前述の従来技
術については、次のような問題点があった。特公昭60-5
4373号公報記載の技術については、固溶Cと同様、降伏
強度に大きく影響をおよぼす固溶Nに関しては、Alで固
定することになっている。しかし、第74・75回西山記念
技術講座（昭和56年、日本鉄鋼協会）のｐ.55にも示さ
れるように、Tiが優先的に窒化物を形成することは明白
である。従って、その上にTiでCおよびNを固定しようと
すれば、多量のTi添加を必要とすることから、製造コス
トの増大を招くという問題がある。

【００１６】特許2688384号公報記載の技術について
は、このようなNb添加により細粒化を実現する方法での
高強度化では、従来から指摘されるように降伏強度の上
昇が避けられない、そのため、プレス成型時の形状凍結
性が悪くなるという問題点がある。

【００１７】特開平4-365814号公報記載の技術について
は、得られた材質特性値も降伏比（＝降伏強度/引張強
度）が高い。このような高降伏比は、従来から指摘され
るようなTi、Nb系の炭窒化物析出の影響と考えられ、し
たがって、この方法においても、プレス成型時の形状凍
結性が悪くなるという問題点は解消されない。焼鈍時の
加熱速度については、実施例には記載がなく、とくに急
速加熱は指向しておらず、実施例としてもなされていな
いと考えるのが妥当である。

【００１８】本発明は、析出型、細粒型高強度鋼板の特
徴である降伏比が高く、プレス成型時の形状凍結性が悪
いという課題を解決したものであり、降伏比が低く、か
つ、加工性、溶接性に優れる引張強度の高い薄鋼板を提
供することを目的とする。

【００１９】

【課題を解決するための手段】上記の課題は、次の発明
により解決される。その発明は、金属組織が平均粒径5
μｍ以下のフェライトを主体とする実質的なフェライト
組織であり、かつ、降伏比が70％以下であることを特徴
とする低降伏比高強度冷延鋼板である。

【００２０】この発明は、上述した問題を解決すべく鋭
意研究を重ねた結果なされた。その結果、溶接性の観点
から、低温変態相の生成をベースとした強化機構は不利
であり、本発明では析出による高強度化を指向した。検
討の過程で、熱間圧延段階では炭窒化物を極力析出させ
ず、それに続く冷間圧延後の再結晶焼鈍過程において、
急速加熱をおこなうことで、組織が飛躍的に細粒化する
ことを見出した。

【００２１】材質については、析出強化との複合作用
で、大幅な強度上昇が得られるとともに、加工性も良好
で、かつ、降伏比も大幅に低下することがわかった。本
発明の冷延鋼板は、金属組織が平均粒径5μｍ以下の微
細なフェライトを主体としているので、高強度であると
ともに高い延性を有する。

【００２２】また、降伏比が70％以下であるため、優れ
た形状凍結性を示すことができる。一般に細粒化に伴い
降伏応力は上昇するが、本発明の冷延鋼板は、後述のよ
うに粒界近傍に無析出物帯が形成されるので、低降伏比
となっている。

【００２３】なお、フェライト粒界には微細な低温変態
相が存在する。これは体積率としては僅か（数%程度）
であり、二相組織鋼のように強度への寄与は期待できな
いため、組織としては実質的にフェライト組織と言え
る。しかし、降伏応力にはこの低温変態相の影響が考え
られ、フェライト粒界近傍に変態歪が導入されることも
低降伏比化に寄与していると推定される。

【００２４】なお、このような微細なフェライト組織
は、前述の熱延条件と再結晶焼鈍過程における急速加熱
により得られる。従って、焼鈍後の熱サイクルにはよら
ない。本発明が対象とする鋼板の中には、溶融亜鉛メッ
キ材や電気亜鉛メッキ材などの表面処理を施した鋼板も
含む。

【００２５】上記の低降伏比高強度冷延鋼板はさらに次
のようにすることもできる。その発明は、化学成分とし
てmass％で、C：0.016〜0.2％、Si:2.0％以下、Mn:2.5
％以下、P: 0.1％以下、S: 0.01％以下、sol.Al: 0.1％
以下、N: 0.01％以下、かつ、Ti:0.025〜1％、Nb:0.01
〜1.5％、V:0.01〜1％のいずれか1種以上を含有し、残
部が実質的に鉄からなることを特徴とする前述の金属組
織および材質を有する低降伏比高強度冷延鋼板である。

【００２６】この発明においてさらに、化学成分として
mass％で、Cu:1％以下、Ni:1％以下、Cr:1％以下、Mo:1
％以下、B:0.01％以下のいずれか1種以上を含有しても
よい。

【００２７】これらの発明は、上記の低降伏比高強度冷
延鋼板において、適切な成分系を提供するものである。
以下、化学成分について説明する。

【００２８】C：0.016〜0.2％ Cは、鋼の強度を高める上で、安価で有効な元素であ
る。さらに、Ti、Nb、Vの添加により炭化物を微細に析
出し、粒成長を抑制するとともに析出強化により強度上
昇に寄与する。この効果を得るためには、C含有量とし
て0.016％必要である。一方、0.2％を超える多量のC添
加は、パーライト量の増大を招き、延性、伸びフランジ
性が劣化するのみならず、溶接性にも悪影響をおよぼ
す。そのため、C量は0.016〜0.2％の範囲内に規定す
る。

【００２９】Si: 2.0％以下 Siは加工性を劣化することなくフェライトを固溶強化
し、強度と加工性のバランスを高くする作用を有するた
め、要求される強度レベルに応じて添加するのが好まし
い。ただし、多量のSi添加は、靭性および溶接性を劣化
させるため2.0％を上限とする。

【００３０】さらに、多量のSi添加は、熱延加熱時にお
けるスラブ表面にファイヤライトの生成を促進し、いわ
ゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長すると
ともに、溶融亜鉛メッキ鋼板として使用される場合に
は、Siによる不メッキの不良も誘発することから、表面
性状を必要とする鋼板や溶融亜鉛メッキ鋼板の場合に
は、0.5％程度を上限に、さらに望ましくは0.2％程度を
上限にする。

【００３１】Mn : 2.5％以下 Mnは固溶強化として、高強度化に有効な元素であり、要
求される強度レベルに応じて添加するのが好ましい。た
だし、多量のMn添加は溶接性の劣化を招くことから、2.
5％を上限とする。

【００３２】P : 0.1％以下 Pは固溶強化として、高強度化に有効な元素であり、さ
らに、Si添加鋼の場合には、赤スケールの発生を抑制す
ることから、必要に応じて添加するのが好ましい。ただ
し、多量のP添加は、粒界への偏析を促進し、延性、靭
性を低下させることから、0.1％を上限とする。

【００３３】S : 0.01％以下 Sは、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割
れを誘発し、表面性状を著しく劣化させてしまう。さら
に、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素と
して、粗大なMnSを形成したり、Ti添加鋼の場合には、
多量の粗大なTi系硫化物を生成することで、延性、伸び
フランジ性を低下させるため極力低減することが望まし
い。従って、Sは0.01％を上限とする。

【００３４】sol.Al : 0.1％以下 sol.Alは、脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作
用を有しているが、多量に添加した場合にはアルミナ系
介在物が増加し、延性が低下するので0.1％を上限とす
る。

【００３５】N : 0.01％以下 Nは多量に添加すると熱間圧延中にスラブ割れを伴い、
表面疵が発生する恐れがあることから0.01％を上限とす
る。

【００３６】Ti:0.025〜1％、Nb:0.01〜1.5％、V:0.01
〜1％ Ti、Nb、Vはいずれも、炭窒化物形成元素で、炭窒化物
を微細に析出することで強度上昇に寄与する。この効果
を得るためには、Ti≧0.025％、Nb≧0.01％、V≧0.01％
のいずれか1種以上を含有することが必要である。

【００３７】なお、連続鋳造から一旦スラブの温度を下
げたのち熱延加熱炉にて再加熱するプロセスの場合、と
くにTi、Nbは、多量に添加しても炭窒化物が熱延加熱炉
で再固溶しきれず、粗大なまま存在し、強度上昇には寄
与しなくなる。従って、この場合は、Ti、Nbを0.2％程
度以下で添加するのが好ましい。

【００３８】連続鋳造から再加熱過程を経ることなく直
接熱間圧延を開始する場合においては、Ti、Nbの添加量
の上限はない。しかし、C当量以上のTi、Nb、Vは、強度
上昇に寄与しないだけでなく、経済的に不利である。し
たがって、Ti、Nb、Vの上限をそれぞれ、1％、1.5％、1
％に規定する。

【００３９】Cu、Ni、Cr、Mo、B: 必要に応じ添加さらに、要求される強度レベルに応じて、Cu、Ni、Cr、
Mo、B等の添加元素を添加してもよい。但し、1％を超え
るCuの添加は、熱間割れにより表面疵が発生し易くな
る。また、1％を超えるNi、Cr、Moの添加は、合金コス
トが増加する。Bについては、0.01％を超えて添加して
も効果が飽和する。従って、Cu、Ni、Cr、Moを添加する
場合はそれぞれ1％以下、Bを添加する場合は0.01％以下
とする。

【００４０】

【発明の実施の形態】発明の実施に当たっては、まず、
上記の化学成分の鋼を溶製する。溶製方法は、通常の転
炉法、電炉法等、適宜適用することができる。発明では
その他の元素はとくに規定しないが、発明の高強度冷延
鋼板の製造においては、以下の成分が好ましい。

【００４１】なお、連続鋳造から一旦スラブを下げたの
ち熱延加熱炉にて再加熱するプロセスの場合には、とく
にTi、Nbの場合は、多量に添加しても炭窒化物が熱延加
熱炉で再固溶しきれず、粗大なまま存在し、強度上昇に
は寄与しなくなることから、0.2％程度以下で添加する
のが好ましい。連続鋳造から再加熱過程を経ることな
く、直接熱間圧延を開始する場合においては、上限はな
い。

【００４２】熱間圧延後の巻き取りにおいては、高温で
巻き取った場合には、Ti、Nb、Vの炭窒化物が巻き取り
後の冷却過程で析出する。そのため、冷間圧延、再結晶
焼鈍後の析出により形成すると考えられる粒界近傍の無
析出物帯は形成されず、その結果、降伏強度が上昇して
しまう。

【００４３】さらに、この炭窒化物が冷間圧延後の再結
晶焼鈍過程において、再結晶を妨げるため、焼鈍温度や
時間を上昇せざるを得ず、結果的に粒成長を促進し強度
の低下を招いてしまう。したがって、熱間圧延後は650
℃以下で巻き取ることが好ましい。下限はとくになく、
室温で巻き取っても構わない。

【００４４】さらに、熱間圧延後、巻き取りまでのラン
ナウトテーブル上において、熱間での最終仕上圧延終了
直後の1ｓ以内に100℃/ｓ以上の冷速で80℃以上温度降
下させて冷却することで、炭窒化物の析出をさらに抑制
してもよい。

【００４５】熱間圧延後の冷間圧延において、過度の冷
間圧延率は、加工性に不利な再結晶集合組織の発達を促
進するだけでなく、冷間圧延ミルの負荷も高くなってし
まうことから、その冷間圧延率は85％以下が好ましい。

【００４６】冷間圧延後の再結晶焼鈍において、加熱速
度が遅い場合、加熱途中で歪の回復が進行してしまい、
焼鈍目標温度に達したときには、再結晶核発生のための
駆動力が小さくなってしまい、その結果、微細粒を得る
ことができなくなってしまう。

【００４７】一方、その加熱速度を十分速くすること
で、加熱途中での歪の回復を抑制し、焼鈍目標温度で、
再結晶核を一気に生成させることができ、超微細組織が
得られるとともに、再結晶後の粒界からの炭窒化物の析
出を促進し、粒界近傍に無析出物帯を形成することで、
低降伏比鋼とすることができる。

【００４８】したがって、冷間圧延後の再結晶焼鈍にお
ける加熱速度は30℃/s以上が好ましい。なお、加熱方法
もとくに限定しないが、誘導加熱や直接通電等によって
加熱してもよい。ここで、生産性の点からは、室温から
焼鈍温度まで30℃/s以上の加熱速度で加熱するのが好ま
しいが、室温から600℃までの範囲においては、低速加
熱であっても歪の回復量自体が小さいため、30℃/s を
下回っても構わない。

【００４９】焼鈍温度（再結晶温度）は、各成分におい
て、再結晶焼鈍に必要な温度まで焼鈍することとし、そ
の範囲においては、極力低温にするのが好ましい。焼鈍
時間もとくに規定しないが、1s以上であれば十分であ
る。焼鈍後の冷却も、放冷でも急冷でも構わない。とく
に溶融亜鉛メッキ鋼板や合金化溶融亜鉛メッキ鋼板とし
て製造される場合は、そのプロセスにおける熱履歴で構
わない。

【００５０】このようにして、本発明により、降伏比が
低く、かつ、加工性、溶接性に優れる引張強度の高い冷
延鋼板の製造が可能となる。この理由に関しては、本発
明の請求範囲を限定するものではないが、つぎのように
考えられる。

【００５１】すなわち、冷間圧延後の再結晶焼鈍過程に
おいて、徐加熱をおこなった場合には、その加熱途中に
歪の回復が進行し、冷間圧延で蓄積された歪の多くが消
失するため、再結晶には、高温での長時間保持を必要と
する。そして、その再結晶核も熱延鋼板段階での粒界か
ら優先的に発生し、その核が成長することで、再結晶は
進行する。

【００５２】一方、急速加熱をおこなった場合には、加
熱途中で歪の回復が進行することなく再結晶温度域に達
することができる。そして、歪が回復することなく即座
に高温域に移行されることから、その再結晶核生成のた
めの駆動力は莫大となり、熱延段階での粒界のみなら
ず、粒内からも瞬時に核発生が進行するものと考えられ
る。この核発生サイトの増加により、超微細組織が形成
されると推定される。

【００５３】そして、この急速加熱による再結晶過程は
瞬時に進行するため、熱延段階で固溶状態にある炭窒化
物形成元素は、加熱段階では析出できず、再結晶完了後
に析出することになる。さらに、その炭窒化物の析出
は、再結晶粒界において優先的に起こるが、超微細粒で
ある急速加熱材では、粒界面積が大きいことから、析出
のほとんどが粒界で発生することになる。

【００５４】その結果として、粒成長を抑えるととも
に、粒界近傍には無析出物帯（PFZ）が形成されること
になる。そして、このような超微細粒組織と析出との複
合強化鋼において、高強度化を実現しつつ、プレス成型
時のような加工歪を加えた場合には、粒界近傍の無析出
物帯に歪が集中することで降伏強度が低下すると考えら
れる。

【００５５】さらに、二相域以上の急速加熱において
は、微小フェライト粒の再結晶進行にともない、オース
テナイト粒も微小化し、C濃化が極端に促進される。し
たがって、焼鈍後の冷却時に焼きが入りやすくなり（マ
ルテンサイト相が生成し易やすくなり）、フェライト粒
界近傍に変態歪が残留することも低降伏比化に寄与する
と推定される。

【００５６】このように、本発明の冷延鋼板の組織は、
微小フェライト粒の粒界に微細なマルテンサイト等の低
温変態相が生成している。従って、厳密な意味では二相
組織鋼とも言えるが、その第2相体積率はごく僅か（数%
程度）で強度を確保できるほど多くはないので、本発明
の冷延鋼板の組織は実質的には微細なフェライト組織と
言える。

【００５７】フェライト粒界の微細なマルテンサイトは
降伏応力には影響するが、微細であるため塑性変形の際
にクラックの起点になるほどの寸法ではないものと考え
られる。その結果、二相組織鋼では不可避である伸びフ
ランジ性の低下を、本発明では防止することが可能とな
る。

【００５８】

【実施例】本発明を実施例によって説明する。なお、本
発明はこれらの実施例によって何ら限定されるものでは
ない。

【００５９】表１に示す成分の鋼を実験室真空溶解炉に
て溶製し、一旦室温まで冷却した後、1250℃で再加熱し
ラボ熱間圧延をおこなった。

【００６０】

【表１】

【００６１】熱延条件において、仕上の最終圧延温度は
850〜870℃とし、仕上最終圧延終了直後の0.3〜3ｓ後
に、30〜500℃/ｓの冷却速度で80〜300℃急冷し、続け
て550〜680℃まで空冷し、その温度の炉で1時間保持し
たのち炉冷をおこなうことで巻き取り相当の熱処理とし
た。熱延後は、60％の冷圧率で板厚1.2ｍｍに冷間圧延
したのち、加熱速度20〜1500℃/ｓで780〜850℃まで焼
鈍し、1〜20ｓ保持したのち室温まで空冷した。以上の
製造条件を表２に示す。

【００６２】

【表２】

【００６３】焼鈍後のサンプルについて、平均フェライ
ト粒径を測定するとともに、引張特性、穴拡げ特性（伸
びフランジ特性）、溶接性を調査した。ここで、溶接性
は、TIGビードオン溶接で溶接部の硬度分布を調査し、
母材硬度に対するHAZ軟化部の硬度比（＝HAZ軟化部硬度
／母材部硬度）で評価した。

【００６４】表３に、これらのサンプルの特性値を示
す。平均フェライト粒径は2.1〜3.5μｍ、降伏比は53〜
62％で、延性、穴拡げ性、溶接性にも優れる高強度鋼板
が得られた。比較鋼板においては、平均フェライト粒径
は6.8〜8.3μｍであり、本発明の特徴である5μｍ以下
の微細フェライト組織ではない。比較鋼板の材質につい
ても、降伏比が82〜87％と低降伏比にならず、穴拡げ性
が低く、溶接性についてもHAZ軟化が見られた。

【００６５】

【表３】

【００６６】

【発明の効果】本発明の冷延鋼板は、金属組織が平均粒
径5μｍ以下の微細なフェライトを主体としているの
で、高強度であるとともに高い延性を有し、降伏比が70
％以下であるため優れた形状凍結性を示すことができ
る。このように、本発明は、低降伏比で、加工性、溶接
性に優れた超微細粒である高強度薄鋼板が提供され、工
業上有効な効果がもたらされる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者田中靖東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】金属組織が平均粒径5μｍ以下のフェラ
イトを主体とする実質的なフェライト組織であり、か
つ、降伏比が70％以下であることを特徴とする低降伏比
高強度冷延鋼板。
【請求項２】化学成分としてmass％で、C：0.016〜0.
2％、Si:2.0％以下、Mn:2.5％以下、P: 0.1％以下、S:
0.01％以下、sol.Al: 0.1％以下、N: 0.01％以下、か
つ、Ti:0.025〜1％、Nb:0.01〜1.5％、V:0.01〜1％のい
ずれか1種以上を含有し、残部が実質的に鉄からなるこ
とを特徴とする請求項１記載の低降伏比高強度冷延鋼
板。
【請求項３】化学成分として請求項２記載の化学成分
に加えて、さらにmass％で、Cu:1％以下、Ni:1％以下、
Cr:1％以下、Mo:1％以下、B:0.01％以下のいずれか1種
以上を含有し、残部が実質的に鉄からなることを特徴と
する請求項１記載の低降伏比高強度冷延鋼板。