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WO2014097559A1 - 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2014097559A1
WO2014097559A1 PCT/JP2013/007135 JP2013007135W WO2014097559A1 WO 2014097559 A1 WO2014097559 A1 WO 2014097559A1 JP 2013007135 W JP2013007135 W JP 2013007135W WO 2014097559 A1 WO2014097559 A1 WO 2014097559A1
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WO
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less
steel sheet
temperature
average
cooling
Prior art date
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Ceased
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PCT/JP2013/007135
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English (en)
French (fr)
Inventor
克利 ▲高▼島
勇樹 田路
英之 木村
長谷川　浩平
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having a low yield ratio and a method for producing the same, and particularly to a high-strength cold-rolled steel sheet suitable for use in structural parts such as automobiles.
  • High-strength steel sheets used for automobile structural members and reinforcing members are required to have excellent stretch and stretch-flange-formability.
  • a high-strength steel sheet used for forming a part having a complicated shape is required not only to have excellent individual characteristics such as elongation and stretch flangeability, but also to have excellent both.
  • time elapsed period
  • DP steel dual-phase steel having a composite structure of ferrite and martensite
  • DP steel is a composite structure steel in which martensite is dispersed in ferrite, which is the main phase, and has a high TS, a low yield ratio and excellent elongation characteristics.
  • stress is concentrated at the interface between ferrite and martensite, cracks are likely to occur, so DP steel has a drawback that it is inferior in stretch flangeability.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 have been proposed as techniques having excellent stretch flangeability even with DP steel.
  • the space factor and the average crystal grain size of the entire structure of ferrite and martensite are controlled, and fine martensite is dispersed in the steel to suppress the deterioration of stretch flangeability.
  • a high-strength steel sheet for automobiles having both safety and formability is disclosed.
  • Patent Document 2 controls the space factor for the entire structure of fine ferrite with an average grain size of 3 ⁇ m or less and martensite with an average grain size of 6 ⁇ m or less for a composite structure steel sheet mainly composed of a ferrite phase and a martensite phase.
  • a high-strength steel sheet with improved elongation and stretch flangeability is disclosed.
  • TRIP steel plate Transformation Induced Plasticity
  • the TRIP steel sheet has retained austenite in its steel sheet structure.
  • the TRIP steel sheet is deformed by processing at a temperature equal to or higher than the martensite transformation start temperature, the retained austenite is induced and transformed into martensite by stress, and a large elongation is obtained.
  • this TRIP steel sheet cracks are generated at the interface with ferrite due to the transformation of retained austenite to martensite during the punching process. For this reason, the TRIP steel sheet has a defect inferior in stretch flangeability.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having a composite structure composed of ferrite, retained austenite, and low-temperature transformation phase (a phase generated at low temperature) with improved stretch flangeability.
  • Patent Document 3 improves stretch flangeability by adding a suitable amount of Ti to refine the ferrite grain size and controlling the form of sulfide inclusions by adding Ca and / or REM. Is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a cold rolled steel sheet having a composite structure that is excellent in elongation and stretch flangeability with a composite structure including ferrite, residual austenite, and the balance being bainite and martensite. Patent Document 4 discloses that the aspect ratio and average particle size of martensite and retained austenite are defined, and the number of martensite and retained austenite per unit area is defined.
  • TS tensile strength
  • YR yield ratio
  • elongation total elongation
  • Japanese Patent No. 3936440 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-297609 Japanese Patent No. 3508657 Japanese Patent No. 4288364
  • the conventional high-strength steel sheet cannot sufficiently satisfy such characteristics.
  • the average crystal grain size of ferrite and martensite of a steel sheet is specified, but stretch flangeability sufficient for press forming cannot be ensured.
  • the technique of Patent Document 2 there is a problem that elongation is insufficient with respect to strength because the volume ratio of martensite in the obtained steel sheet is remarkably large.
  • the techniques of Patent Documents 3 and 4 since the YR of the obtained steel sheet is high, there is a problem that spring back and the like are likely to occur after processing.
  • a steel sheet that achieves the above-described high strength and low yield ratio and has both excellent elongation and stretch flangeability has not been developed.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a low yield ratio that is excellent in elongation and stretch flangeability, and a method for producing the same, by solving the problems of the prior art. Specifically, the yield ratio (YR) ⁇ 64% that can ensure the hole expansion ratio ( ⁇ ) ⁇ 60% and the total elongation (EL) ⁇ 31%, and the low yield ratio where the tensile strength (TS) ⁇ 590 MPa. It is to provide a high-strength steel plate and a manufacturing method thereof.
  • the present inventors can obtain a high-strength steel sheet having excellent stretch flangeability in addition to high elongation characteristics while ensuring a low yield ratio by the following I) and II).
  • I) The volume fraction of the steel sheet structure of ferrite, bainite, retained austenite, and martensite should be in a specific range.
  • II) The average particle diameter of ferrite and martensite and the C concentration in retained austenite should be in a specific range.
  • DP steel in the hole expansion test for evaluating stretch flangeability, DP steel generates voids (micro-voids) at the interface between ferrite and martensite in the steel sheet structure during punching, and the voids are connected during the subsequent hole expansion process. As a result of the progress, cracks occur.
  • the retained austenite is present in the steel sheet structure, if the average C concentration in the retained austenite is high, martensitic transformation is suppressed during punching and the hole expansion rate is increased.
  • such a steel sheet has a high yield ratio.
  • the retained austenite transforms into martensite at the time of punching, so voids are generated at the interface with the ferrite and the hole expandability (stretch flangeability) is not good. .
  • the inventors have found that by containing a certain amount of martensite in the steel sheet structure, it is possible to ensure high elongation as well as high strength by contributing to securing low YR and improving the strength-elongation balance. Furthermore, the inventors have found that when the average C concentration in the retained austenite is in the range of 0.30 to 0.70%, it is possible to contribute to improvement of elongation while ensuring low YR.
  • A) to C additive of Si in the range of 0.6 to 1.3% and addition of C in the range of 0.05 to 0.10%, and heat treatment under appropriate annealing conditions, in the residual austenite The average C concentration of the material should be 0.30 to 0.70%.
  • the present invention is based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • the volume fraction of the steel has a microstructure of 1 to 6%, the average C concentration (mass%) in the retained austenite is 0.30 to 0.70%, and the yield ratio of the steel sheet is 64%.
  • a low yield ratio high strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more.
  • a steel slab having the chemical component according to any one of (1) to (6) above is prepared, hot-rolled into a steel plate, pickled, and cold-rolled into the pickled steel plate And then heated to an annealing temperature of 780 to 900 ° C. at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s, held at the soaking temperature for 30 to 500 s, Cooling at a first average cooling rate of 5 ° C./s or less to a first cooling temperature in the temperature range of (thermal temperature ⁇ 10 ° C.) to (soaking temperature ⁇ 30 ° C.) and then within a temperature range of 350 to 450 ° C.
  • Cooling at a second average cooling rate of 5 to 30 ° C./s to a certain second cooling temperature, and then annealing at a third average cooling rate of 5 ° C./s or less to room temperature and annealing at a low yield ratio and high strength A method for producing rolled steel sheets.
  • a steel slab having the chemical component according to any one of the above (1) to (6) is prepared, and the temperature of the steel slab is 1150 to 1300 ° C., and the finish rolling finish temperature is 850 to 950 ° C.
  • Hot rolling is performed under the conditions, cooling is started within 1 second after the end of hot rolling, cooling to 550 ° C. or less at an average cooling rate of 50 ° C./s or more, winding after cooling to form a hot rolled steel sheet, The pickled hot rolled steel sheet is then subjected to cold rolling, and then heated to a soaking temperature in the temperature range of 780 to 900 ° C. at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s.
  • TS has a low yield ratio of 590 MPa or more and YR of 64% or less, the total elongation is 31% or more, and the hole expansion ratio is 60% or more. Moreover, it is possible to stably obtain a high-strength cold-rolled steel sheet that does not deteriorate in elongation due to aging.
  • C 0.05 to 0.10%
  • C is an element effective for increasing the strength of the steel sheet, and contributes to increasing the strength by participating in the formation of second phases such as retained austenite and martensite in the present invention. If the amount of C is less than 0.05%, it is difficult to secure the required volume ratio of bainite, retained austenite, and martensite. Therefore, the C content is 0.05% or more. Preferably, it is 0.07% or more. On the other hand, when C is added excessively, it becomes difficult to make the average C concentration in the retained austenite 0.70% or less, and the yield ratio becomes high. For this reason, the upper limit of the C amount is set to 0.10%. Preferably, it is less than 0.10%.
  • Si 0.6 to 1.3%
  • Si is a ferrite forming element and is also an element effective for solid solution strengthening.
  • the Si content needs to be 0.6% or more.
  • the Si amount needs to be 0.6% or more in order to ensure the stability of retained austenite. Preferably it is 0.7% or more.
  • the content thereof is set to 1.3% or less. Preferably it is 1.2% or less.
  • Mn 1.4-2.2%
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength by forming solid solution strengthening and the second phase.
  • Mn is an element that stabilizes austenite, and is an element necessary for controlling the fraction of the second phase. In order to obtain the effect, it is necessary to contain 1.4% or more of Mn.
  • the Mn content is set to 2.2% or less. Preferably it is 2.1% or less.
  • the P content is 0.08% or less.
  • the lower limit of the P amount is about 0.001% because the steelmaking cost increases when the P amount is extremely reduced.
  • the upper limit of the content is 0.010%.
  • the upper limit of the content is 0.010%.
  • it is 0.005% or less.
  • Al 0.01 to 0.08%
  • Al is an element necessary for deoxidation, and in order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more. Even if Al is contained in excess of 0.08%, the effect is saturated, so the Al content is 0.08% or less. Preferably it is 0.05% or less.
  • N 0.010% or less N forms coarse nitrides and deteriorates bendability and stretch flangeability, so the content needs to be suppressed.
  • N is contained in excess of 0.010%, this tendency becomes remarkable, so the N content is set to 0.010% or less. Preferably it is 0.005% or less.
  • the lower limit of the N amount is preferably about 0.0002%.
  • any one or two or more elements described in the following a) to e) may be added. good.
  • V 0.10% or less
  • Ti 0.10% or less
  • Nb 0.10% or less
  • one or more types V: 0.10% or less V forms fine carbonitride
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the V content is 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. In order to exhibit such an effect, the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • the elongation is remarkably lowered, so the content is made 0.10% or less.
  • any one or more of Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less Cr: 0.50% or less Cr is an element that contributes to high strength by generating a second phase, and is necessary It can be added depending on. 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 generation of martensite becomes excessive, so the content is made 0.50% or less.
  • Mo: 0.50% or less Mo, like Cr, is an element that contributes to increasing the strength by generating the second phase, and can be added as necessary. Mo further partially generates carbides and contributes to increasing the strength. In order to exhibit these effects, 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 made 0.50% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • One or more Cu: 0.50% or less Cu is an element contributing to high strength by solid solution strengthening, and the second phase is It is an element that contributes to increasing the strength by generating it, and can be added as necessary. In order to exhibit these effects, 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 caused by Cu are likely to occur. For this reason, content of Cu shall be 0.50% or less.
  • B 0.0030% or less B is an element that improves the hardenability and 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 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.
  • a total of 0.0050% or less of either one or two of Ca and REM Ca and REM (rare earth metal) are both spheroidized to sulphide to stretch flangeability It is an element that contributes to the improvement of adverse effects of substances, and can be added as necessary. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain 0.0005% or more of either one or two of Ca and REM in total. On the other hand, the effect is saturated even if any one or two of Ca and REM are contained in total exceeding 0.0050%. Therefore, the total content of Ca and REM is 0.0050% or less in either case of single addition or composite addition. Note that the total content is preferably 0.0005% or more.
  • the remainder other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities include Sb, Sn, Zn, and Co.
  • the allowable ranges of these contents are Sb: 0.01% or less, Sn: 0.1% or less, Zn: 0.01% or less, and Co: 0.1% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has a ferrite average crystal grain size of 15 ⁇ m or less, a ferrite volume fraction of 70% or more, a bainite volume fraction of 3% or more, and a retained austenite volume fraction of 4 It has a microstructure in which the average grain size of martensite is 5 ⁇ m or less and the volume fraction of martensite is 1 to 6%.
  • the volume fraction described here is the volume fraction with respect to the entire steel sheet, and so on.
  • the volume fraction of ferrite is 70% or more, and the volume fraction of ferrite is less than 70%, there are many hard second phases, and therefore there are places where the hardness difference from soft ferrite is large. There are many, and stretch flangeability falls. Therefore, the volume fraction of ferrite is 70% or more. Preferably it is 75% or more. The volume fraction of ferrite is preferably 92% or less in order to secure TS. On the other hand, if the average particle diameter of the ferrite exceeds 15 ⁇ m, voids are likely to be formed on the punched end face when the hole is expanded, and good stretch flangeability cannot be obtained.
  • the average particle diameter of a ferrite shall be 15 micrometers or less. Preferably, it is 13 ⁇ m or less.
  • the average grain size of ferrite is preferably 3 ⁇ m or more because the strength is extremely increased due to the effect of crystal grain refinement.
  • the bainite In order to ensure good stretch flangeability with a bainite volume fraction of 3% or more, the bainite needs to have a volume fraction of 3% or more. Although an upper limit is not specifically limited, In order to ensure favorable elongation, 15% or less is preferable. More preferably, it is 12% or less.
  • the volume fraction of the bainite phase referred to here is the volume ratio of bainitic ferrite (ferrite with high dislocation density) in the observation surface.
  • volume fraction of retained austenite is required to be 4% or more.
  • the upper limit is 7%.
  • Martensite has an average crystal grain size of 5 ⁇ m or less and a volume fraction of 1 to 6%.
  • the martensite volume fraction needs to be 1% or more. Preferably it is 2% or more.
  • the volume fraction of hard martensite is 6% or less.
  • the martensite has an average particle size of 4 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of a martensite shall be 0.1 micrometer or more.
  • Average C concentration (mass%) in retained austenite is 0.30 to 0.70% If the average C concentration in the retained austenite is less than 0.30%, there is no effect of contributing to the elongation characteristics, and if it exceeds 0.70%, the YR increases, so the C concentration in the retained austenite in the steel sheet of the present invention is 0.00. 30 to 0.70%. Preferably it is 0.40% or more and less than 0.70%.
  • one or more of pearlite, spherical cementite, and the like may be generated in the steel sheet. Even in such a case, the object of the present invention can be achieved as long as the above-mentioned volume fraction of ferrite, bainite, retained austenite and martensite, average particle diameter of ferrite, martensite and C concentration in retained austenite are satisfied. it can.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has the above-described chemical composition and microstructure, and has the average C concentration in the above-mentioned retained austenite, and has a yield ratio of 64% or less and a tensile strength of 590 MPa. It has the above steel plate characteristics.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is a steel slab having the above component composition (chemical component), hot-rolled into a steel sheet, pickled, and cold-rolled into the pickled steel sheet, Thereafter, it is heated to a soaking temperature in a temperature range of 780 to 900 ° C.
  • annealing conditions are the most important.
  • hot rolling is performed under the conditions of a steel slab temperature of 1150 to 1300 ° C. and a finish rolling finishing temperature of 850 to 950 ° C., and cooling is performed within 1 second after the hot rolling is completed. It is preferable to start and cool the steel sheet to 550 ° C. or less at an average cooling rate of 50 ° C./s or more to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the steel slab to be used is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components, but can also be manufactured by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • this invention after manufacturing a steel slab, it is good also as the conventional method of once cooling the manufactured steel slab to room temperature, and then reheating.
  • the manufactured steel slab may be charged in a heating furnace as it is without being cooled, or may be hot-rolled immediately after the manufactured steel slab is heated.
  • energy-saving processes such as direct feed rolling and direct rolling in which the steel slab after casting is hot-rolled as it is can be applied without any problem.
  • Hot rolling process Steel slab temperature 1150-1300 ° C
  • the temperature of the steel slab is preferably 1150 to 1300 ° C. from the viewpoint of productivity and production cost.
  • the temperature of the steel slab is lower than 1150 ° C.
  • the rolling load increases and the productivity tends to decrease.
  • even if it exceeds 1300 degreeC only a heating cost will increase.
  • hot rolling in order to set the temperature of the steel slab within the above temperature range, for example, after the steel slab is cast, the steel slab is heated to 1150 to 1300 ° C. without reheating. Or after reheating to 1150 to 1300 ° C., hot rolling may be started.
  • Finishing rolling finish temperature 850-950 ° C
  • the hot rolling is preferably finished in the austenite single phase region in order to improve the elongation after annealing and the stretch flangeability by homogenizing the structure in the steel sheet and reducing the anisotropy of the material. For this reason, it is preferable that finish rolling completion temperature shall be 850 degreeC or more.
  • finish rolling completion temperature in hot rolling shall be 950 degrees C or less. Therefore, the finish rolling finish temperature is preferably 850 to 950 ° C.
  • Cooling is started within 1 second after the end of hot rolling, and after completion of hot rolling to 550 ° C. or less at an average cooling rate of 50 ° C./s or more, the ferrite transformation is accelerated by rapidly cooling to the ferrite region, A fine ferrite particle size can be obtained, and the average particle size of the ferrite after annealing can also be made fine, so that stretch flangeability is improved. For this reason, it is preferable to start cooling within 1 second after completion of hot rolling, and it is preferable to rapidly cool to 550 ° C. or less at an average cooling rate of 50 ° C./s or more. This average cooling rate is from the cooling start time to a winding temperature of 550 ° C. or lower. Although not particularly limited, the average cooling rate is preferably 1000 ° C./s or less.
  • Winding temperature 550 ° C. or less
  • the upper limit of the winding temperature is preferably 550 ° C., more preferably 500 ° C.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly specified, but if the coiling temperature becomes too low, hard bainite and martensite are excessively generated and the cold rolling load increases, so that the temperature is preferably 300 ° C. or higher.
  • the obtained hot-rolled steel sheet is preferably pickled in an acidic process to remove the scale of the surface layer of the hot-rolled steel sheet.
  • the conditions of the pickling process such as pickling conditions are not particularly limited, and may be carried out according to a conventional method.
  • Cold Rolling Step A cold rolling step is performed for rolling the hot rolled steel sheet after pickling to a cold rolled sheet having a predetermined thickness, for example, about 0.5 mm to 3.0 mm.
  • the cold rolling process is not particularly limited. Note that the rolling reduction in cold rolling is preferably about 25% to 75%.
  • the conditions of the annealing step are important because the recrystallization is advanced and the microstructure of the steel sheet and the average C content in the retained austenite are within a predetermined range.
  • conditions of the annealing process will be described.
  • Average heating rate 3-30 ° C / s
  • the material can be stabilized by sufficiently proceeding recrystallization in the ferrite region.
  • the upper limit of the average heating rate up to the soaking temperature is set to 30 ° C./s.
  • the upper limit of the average heating rate up to the soaking temperature is 25 ° C./s.
  • the lower limit of the average heating rate is 3 ° C./s.
  • the lower limit of the average heating rate is 4 ° C./s.
  • the soaking temperature needs to be a temperature in the two-phase region of ferrite and austenite.
  • the volume fraction of predetermined ferrite, bainite, retained austenite, and martensite is obtained by setting the amounts of C, Si, and Mn within the above-described range of the present invention and the soaking temperature within the range of 780 to 900 ° C. It is possible to obtain the average particle size of ferrite and martensite and the C concentration in retained austenite.
  • the soaking temperature is less than 780 ° C., the volume fraction of retained austenite and martensite that can ensure YR and elongation cannot be obtained because the volume fraction of austenite during annealing is small.
  • the soaking temperature is 780 ° C. or higher.
  • the soaking temperature is 900 ° C. or less.
  • it is 880 degrees C or less.
  • Holding time at soaking temperature 30 to 500 s
  • the holding time at the soaking temperature needs to be 500 s or less.
  • the average cooling rate from the soaking temperature to the first cooling temperature of (soaking temperature ⁇ 10 ° C.) to (soaking temperature ⁇ 30 ° C.) is set to 5 ° C./s or less. Cool (primary cooling).
  • the average cooling rate (first average cooling rate) exceeds 5 ° C./s, ferrite transformation does not proceed sufficiently, so the upper limit is made 5 ° C./s.
  • the first average cooling rate is 4 ° C./s or less.
  • the lower limit of the cooling rate is not particularly specified, it is preferable that the lower limit of the average cooling rate is 1 ° C./s in order not to excessively concentrate C in the austenite.
  • the first cooling temperature exceeds (soaking temperature ⁇ 10 ° C.), the ferrite transformation does not proceed sufficiently. If the first cooling temperature is less than (soaking temperature-30 ° C.), C is excessively concentrated in the austenite, so that YR increases. Therefore, the temperature range for cooling at the first average cooling rate is (soaking temperature ⁇ 10 ° C.) to (soaking temperature ⁇ 30 ° C.).
  • the volume fraction of the steel sheet structure finally obtained after the cooling annealing process at the second average cooling rate of 5 to 30 ° C./s from the first cooling temperature to the second cooling temperature within the temperature range of 350 to 450 ° C. 70% or more of ferrite, 3% or more of bainite, 4 to 7% of retained austenite, and 1 to 6% of martensite, so that the temperature is within the range of 350 to 450 ° C. from the first cooling temperature.
  • Secondary cooling is performed up to the second cooling temperature at a second average cooling rate of 5 to 30 ° C./s.
  • the second cooling temperature is 350 ° C. or higher.
  • the second cooling temperature is set to 450 ° C. or lower.
  • the second average cooling rate is less than 5 ° C./s, pearlite is excessively generated during cooling, so that the elongation is lowered. Therefore, the second average cooling rate is 5 ° C./s or more.
  • the second average cooling rate exceeds 30 ° C./s, the bainite transformation does not proceed sufficiently, so that the volume fraction of retained austenite decreases and the volume fraction of martensite increases, so that elongation and stretch flangeability decrease. To do. Therefore, the second average cooling rate is 30 ° C./s or less. Preferably it is 25 degrees C / s or less.
  • the lower limit of the third average cooling rate is not particularly specified, but the lower limit is preferably set to 0.1 ° C./s because the hardness of martensite increases and the hole expandability deteriorates.
  • cold-rolled steel sheet of the present invention may be subjected to temper rolling after annealing.
  • a preferred range of elongation is 0.3% to 2.0%.
  • a steel having a chemical composition shown in Table 1 was melted and cast to produce a 230 mm thick slab.
  • the steel slab is heated, hot rolling is performed at a steel slab temperature of 1200 ° C. and a finish rolling finish temperature (FDT) shown in Table 2, and after the hot rolling is finished, until the cooling start shown in Table 2
  • FDT finish rolling finish temperature
  • a hot rolled steel sheet was wound at a winding temperature (CT) shown in Table 2.
  • 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.
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • YiR yield ratio
  • the volume fraction of ferrite, bainite, and martensite in the steel sheet was determined by corroding 3% nital after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 2000 times. Observed and determined using Image-Pro from Media Cybernetics. Specifically, 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.
  • the average crystal grain size of ferrite was determined as follows. That is, by using the above-mentioned Image-Pro, it is possible to calculate the area of each ferrite grain by taking a photograph in which each ferrite crystal grain is previously identified from a steel sheet structure photograph. The equivalent circle diameter of the grains was calculated, and the values were averaged. Further, the average crystal grain size of martensite was determined in the same manner as the average crystal grain size of ferrite.
  • the volume fraction of retained austenite was determined by polishing the steel plate to a 1 ⁇ 4 plane in the thickness direction and diffracting X-ray intensity on this 1 ⁇ 4 plane.
  • an X-ray diffraction method apparatus: RINT2200 manufactured by Rigaku Corporation
  • Mo K ⁇ ray as a radiation source at an acceleration voltage of 50 keV
  • iron ferrite ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 211 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and austenite The integrated intensity of the X-ray diffraction lines of the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and ⁇ 311 ⁇ plane was measured. Using these measured values, “X-ray diffraction handbook” (2000) Rigaku Denki Co., Ltd., p.
  • the volume fraction of retained austenite was determined.
  • the average C concentration ([C ⁇ %]) in the retained austenite is expressed as follows using the lattice constant a ( ⁇ ), [Mn%], and [Al%] obtained from the diffraction surface (200) of fcc iron using CoK ⁇ rays. It can be calculated by substituting into equation (1).
  • a 3.578 + 0.033 [C ⁇ %] + 0.00095 [Mn%] + 0.0056 [Al%] (1)
  • [C ⁇ %] is the average C concentration (mass%) in the retained austenite
  • [Mn%] and [Al%] indicate the contents (mass%) of Mn and Al, respectively.
  • Table 3 shows the measured tensile properties, stretch flangeability (hole expansion ratio), and measurement results of the steel sheet structure. From the results shown in Table 3, in all of the examples of the present invention, ferrite having an average particle size of 15 ⁇ m or less is 70% or more in volume fraction, bainite is 3% or more in volume fraction, and residual austenite is 4-7 in volume fraction. % And a composite structure containing 1 to 6% of martensite with an average particle diameter of 5 ⁇ m or less in volume fraction, and the average C concentration of the retained austenite is 0.30 to 0.70%.
  • All of the examples of the present invention ensure a tensile strength of 590 MPa or more and a yield ratio of 64% or less, and a total elongation of 31% or more, a hole expansion ratio of 60% or more, and deterioration of the total elongation after aging. It can be seen that good processability with a small amount is obtained.
  • 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, hole expansion rate, and ⁇ EL after aging is inferior.

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Abstract

　伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．６～１．３％、Ｍｎ：１．４～２．２％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、フェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下でありフェライトの体積分率が７０％以上、ベイナイトの体積分率が３％以上、残留オーステナイトの体積分率が４～７％、マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下でありマルテンサイトの体積分率が１～６％であるミクロ組織を有し、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（質量％）が０．３０～０．７０％であり、鋼板の特性として降伏比が６４％以下、引張強さが５９０ＭＰａ以上である低降伏比高強度冷延鋼板とする。

Description

低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、低降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材用として好適な高強度冷延鋼板に関するものである。
　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、引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。
　自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、伸びや伸びフランジ性（stretch-flange-formability）に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形に使用される高強度鋼板には、伸びや伸びフランジ性といった個別の特性が優れているだけでなく、その両方が優れていることが求められる。さらに、高強度鋼板を製造してから当該鋼板を実際にプレス成形するまでに時間（経過期間）を要する場合があり、高強度鋼板の特性としては、この経過期間中の時効（aging）により伸びが劣化しないことが重要である。
　また、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、プレス加工後にアーク溶接、スポット溶接等により組み付けられ、モジュール化されるために組付け時に高い寸法精度が求められる。そのため、このような高強度鋼板は、加工後にスプリング・バック（spring-back）等を起こりにくくする必要があり、加工前には低降伏比であることが必要となっている。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。
　成形性と高強度とを兼ね備えた低降伏比の高強度鋼板として、フェライト・マルテンサイトの複合組織を有するデュアルフェーズ鋼（ＤＰ鋼）が知られている。ＤＰ鋼は、主相であるフェライト中にマルテンサイトを分散させた複合組織鋼であり、ＴＳが高く、低降伏比で伸び特性に優れる。しかし、フェライトとマルテンサイトの界面に応力が集中することで、クラックが発生しやすいため、ＤＰ鋼には、伸びフランジ性に劣るという欠点があった。
　そこで、ＤＰ鋼であっても優れた伸びフランジ性を有する技術として、例えば特許文献１、特許文献２の技術が提案されている。特許文献１には、フェライト及びマルテンサイトの全組織に対する占積率及び平均結晶粒径を制御し、鋼中に微細マルテンサイトを分散させることで伸びフランジ性の劣化を抑制して、耐衝突安全性（collision safety）と成形性を両立した自動車用高強度鋼板が開示されている。特許文献２には、フェライト相とマルテンサイト相を主体とする複合組織鋼板について、平均粒径が３μｍ以下の微細なフェライトと平均粒径が６μｍ以下のマルテンサイトの全組織に対する占積率を制御することで、伸びと伸びフランジ性を改善した高強度鋼板が開示されている。
　また、高強度と優れた延性を兼ね備えた鋼板として、ＴＲＩＰ鋼板（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）が挙げられる。ＴＲＩＰ鋼板は、その鋼板組織に残留オーステナイトを有する。ＴＲＩＰ鋼板は、マルテンサイト変態開始温度以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる。しかし、このＴＲＩＰ鋼板では、打抜き加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで、フェライトとの界面にクラックが発生する。このため、ＴＲＩＰ鋼板は伸びフランジ性に劣る欠点があった。
　そこで、ＴＲＩＰ鋼板においても、優れた延性（伸び）に加え、優れた伸びフランジ性を得られる技術が提案されている。例えば特許文献３には、伸びフランジ性を改善した、フェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相（a phase generated at low temperature）からなる複合組織を有する高強度冷延鋼板が開示されている。特許文献３には、Ｔｉを適量添加することで、フェライト粒径を微細化し、かつ、Ｃａおよび／またはＲＥＭを添加することで硫化物系介在物の形態を制御して、伸びフランジ性を改善することが開示されている。また、特許文献４にはフェライト、残留オーステナイト、残部がベイナイトおよびマルテンサイトからなる複合組織で、伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織冷延鋼板が開示されている。特許文献４には、マルテンサイト及び残留オーステナイトのアスペクト比および平均粒径を規定し、且つ、単位面積あたりのマルテンサイト及び残留オーステナイトの個数を規定することが開示されている。
　一方、上記したようなＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を用いて、特に複雑な形状の部品をプレス成形するに際しては、さらなる低ＹＲ化が求められるとともに、優れた伸びおよび伸びフランジ性が要求される。例えば、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が６４％以下であり、かつ、伸びフランジ性の指標である穴広げ率が６０％以上、伸び（全伸び）が３１％以上を確保できるような鋼板が望まれるようになってきている。
日本国特許第３９３６４４０号公報 日本国特開２００８－２９７６０９号公報 日本国特許第３５０８６５７号公報 日本国特許第４２８８３６４号公報
　しかしながら、従来の高強度鋼板ではこのような特性を十分に満足することはできない。例えば、特許文献１の技術では、鋼板のフェライトとマルテンサイトの平均結晶粒径を規定しているが、プレス成形に十分な伸びフランジ性を確保できない。特許文献２の技術では、得られる鋼板におけるマルテンサイトの体積分率が顕著に多いため、強度に対して伸びが不十分であるという問題があった。特許文献３、４の技術では、得られる鋼板のＹＲが高いため、加工後にスプリング・バック等が起こりやすいという問題があった。このように従来の高強度鋼板において、上記したような高強度かつ低降伏比を達成し、かつ優れた伸びおよび伸びフランジ性を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。
　本発明は上記の事情を鑑みてなされたものである。本発明の課題は、上記従来技術の問題点を解消し、伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。具体的には、穴広げ率（λ）≧６０％、全伸び（ＥＬ）≧３１％を確保できる降伏比（ＹＲ）≦６４％でありかつ引張強さ（ＴＳ）≧５９０ＭＰａである低降伏比高強度鋼板およびその製造方法を提供することである。
　本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、以下のＩ）およびＩＩ）により、低降伏比を確保しつつ、高伸び特性に加えて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板が得られることを見出した。
Ｉ）フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイトの鋼板組織の体積分率を特定の範囲とすること。
ＩＩ）フェライトおよびマルテンサイトの平均粒径および残留オーステナイト中のＣ濃度を特定の範囲とすること。
　すなわち、伸びフランジ性を評価する穴広げ試験において、ＤＰ鋼では打抜き加工時に鋼板組織中のフェライトとマルテンサイトの界面にボイド（micro-void）が発生し、その後の穴広げ過程でボイド同士が連結、進展することで、き裂が発生する。残留オーステナイトが鋼板組織中に存在した場合、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が高いと、打抜き加工時にマルテンサイト変態が抑制され、穴広げ率が高くなる。しかしこのような鋼板では、降伏比が高くなってしまう。一方で、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が低いと、打抜き加工の時点で残留オーステナイトがマルテンサイトに変態するため、フェライトとの界面にボイドが生成して穴広げ性（伸びフランジ性）は良好でない。
　そこで、発明者らは鋭意検討を重ねた結果、以下のｉ）～ｉｖ）とすることで、打抜き加工時に発生するボイドの数を抑制することができ、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が低くても、伸びフランジ性を向上できるという知見を得た。
ｉ）Ｓｉを適量添加してフェライトを固溶強化（solid solution strengthening）すること。
ｉｉ）ボイド発生源である硬質相の体積分率を減少させること。
ｉｉｉ）硬質中間相（a phase having the hardness between ferrite and hardened phase）であるベイナイトを鋼板組織に含有せしめること。
ｉｖ）フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径を微細化すること。
　また、発明者らは、鋼板組織中にマルテンサイトを一定量含有することで、低ＹＲの確保および強度－伸びバランスの向上に寄与して高強度とともに高伸びを確保できることを見出した。さらに発明者らは、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．３０～０．７０％の範囲では低ＹＲを確保しつつ、伸びの向上に寄与することが可能であることを見出した。
　すなわち、発明者らは、以下のＡ）～Ｃ）とすることで、低降伏比を確保しつつ、伸びと伸びフランジ性を向上させ、かつ、時効による伸びの劣化を防ぐことが可能であることを見出したのである。
Ａ）Ｓｉを０．６～１．３％の範囲で添加し、かつ、Ｃを０．０５～０．１０％の範囲で添加し、適正な焼鈍条件で熱処理を施すことで、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度を０．３０～０．７０％とすること。
Ｂ）フェライトとマルテンサイトの粒径を微細化すること。
Ｃ）ベイナイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積分率を強度と伸びを損なわない範囲に制御すること。
　本発明は上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．６～１．３％、Ｍｎ：１．４～２．２％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、フェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下でありフェライトの体積分率が７０％以上、ベイナイトの体積分率が３％以上、残留オーステナイトの体積分率が４～７％、マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下でありマルテンサイトの体積分率が１～６％であるミクロ組織を有し、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（質量％）が０．３０～０．７０％であり、鋼板の特性として降伏比が６４％以下、引張強さが５９０ＭＰａ以上である低降伏比高強度冷延鋼板。
　（２）さらに質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下のいずれか一種以上を含有する上記（１）に記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
　（３）さらに質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下のいずれか一種以上を含有する上記（１）または（２）に記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
　（４）さらに質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下のいずれか一種以上を含有する上記（１）～（３）のいずれか一つに記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
　（５）さらに質量％で、Ｂ：０．００３０％以下を含有する上記（１）～（４）のいずれか一つに記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
　（６）さらに質量％で、Ｃａ、ＲＥＭのいずれか一種または二種を合計で０．００５０％以下含有する上記（１）～（５）のいずれか一つに記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
　（７）上記（１）～（６）のいずれか一つに記載の化学成分を有する鋼スラブを準備し、熱間圧延して鋼板とし、酸洗し、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施し、その後、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で７８０～９００℃の温度域の均熱温度（annealing temperature）まで加熱し、該均熱温度で３０～５００ｓ間保持し、次いで（均熱温度－１０℃）～（均熱温度－３０℃）の温度範囲にある第１冷却温度まで５℃／ｓ以下の第１平均冷却速度で冷却し、次いで３５０～４５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度まで５～３０℃／ｓの第２平均冷却速度で冷却し、次いで室温まで５℃／ｓ以下の第３平均冷却速度で冷却する条件にて焼鈍する低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
　（８）上記（１）～（６）のいずれか一つに記載の化学成分を有する鋼スラブを準備し、鋼スラブの温度：１１５０～１３００℃、仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延を行い、熱間圧延の終了後１秒以内に冷却を開始し、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、冷却後に巻取って熱延鋼板とし、次いで、酸洗し、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を施し、その後、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で７８０～９００℃の温度域の均熱温度まで加熱し、該均熱温度で３０～５００ｓ間保持し、次いで（均熱温度－１０℃）～（均熱温度－３０℃）の温度範囲にある第１冷却温度まで５℃／ｓ以下の第１平均冷却速度で冷却し、次いで３５０～４５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度まで５～３０℃／ｓの第２平均冷却速度で冷却し、次いで室温まで５℃／ｓ以下の第３平均冷却速度で冷却する条件にて焼鈍する低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ＹＲが６４％以下の低降伏比を有し、全伸びが３１％以上および穴広げ率が６０％以上である、伸びと伸びフランジ性に共に優れ、しかも時効による伸びの劣化のない高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
　以下に、本発明の詳細を説明する。なお、以下において、化学成分に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を表す。
　まず、この発明において、成分組成を上記範囲に限定した理由について説明する。
　Ｃ：０．０５～０．１０％
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明における残留オーステナイト及びマルテンサイトなどの第２相形成に関与して高強度化に寄与する。Ｃ量が０．０５％未満では、必要なベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイトの体積率の確保が難しい。したがって、Ｃ量は０．０５％以上とする。好ましくは、０．０７％以上である。一方、Ｃを過剰に添加すると残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度を０．７０％以下とすることが困難となり、降伏比が高くなる。このため、Ｃ量の上限を０．１０％とする。好ましくは、０．１０％未満である。
　Ｓｉ：０．６～１．３％
Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化に有効な元素でもある。強度と伸びのバランスの改善およびフェライトの硬度確保のためには、Ｓｉ量は０．６％以上とする必要がある。また、残留オーステナイトの安定確保のためにもＳｉ量は０．６％以上とする必要がある。好ましくは０．７％以上である。しかしながら、Ｓｉを過剰に添加すると化成処理性が低下するため、その含有量は１．３％以下とする。好ましくは１．２％以下である。
　Ｍｎ：１．４～２．２％
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る。また、Ｍｎはオーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の分率制御に必要な元素である。その効果を得るためにはＭｎを１．４％以上含有することが必要である。一方、過剰に含有した場合、マルテンサイトの体積率が過剰となるため、Ｍｎの含有量は２．２％以下とする。好ましくは２．１％以下である。
　Ｐ：０．０８％以下
Ｐの含有量が多くなると、Ｐの粒界への偏析が著しくなって粒界が脆化し、溶接性が低下する。それゆえ、Ｐの含有量を０．０８％以下とする。好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。特に下限はないが、Ｐ量を極度に低減すると製鋼コストが上昇するため、Ｐ量の下限は０．００１％程度とすることが好ましい。
　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、０．００５％以下である。特に下限は無いが、Ｓ量を極度に低減すると製鋼コストが上昇するため、Ｓ量の下限は０．０００５％程度とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１～０．０８％
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。Ａｌは０．０８％を超えて含有しても効果が飽和するため、Ａｌ量は０．０８％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。ここで、Ｎは０．０１０％を超えて含有すると、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０．００５％以下である。特に下限はないが、Ｎ量の下限は０．０００２％程度とすることが好ましい。
　上記が本発明の必須成分であるが、本発明では、下記の理由により、上記の成分に加え、下記ａ）～ｅ）に記載のいずれか一つまたは二つ以上の元素を添加しても良い。
　ａ）Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下のいずれか一種以上
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。このような効果を得るためには、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、多量のＶを添加させても、０．１０％を超えた分の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％以下とする。
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％以下とする。
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％以下とする。
　ｂ）Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下のいずれか一種以上
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、０．５０％を超えて含有させると、マルテンサイトの生成が過剰となるため、その含有量は０．５０％以下とする。
Ｍｏ:０．５０％以下
ＭｏもＣｒと同様に第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。なお、Ｍｏはさらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する。これら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％以下とする。
　ｃ）Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下のいずれか一種以上
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、かつ第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。これら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、かつＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。このため、Ｃｕの含有量は０．５０％以下とする。
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、かつ第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。これら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。このため、Ｎｉの添加は、Ｃｕ添加時に、特に有効である。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％以下とする。
　ｄ）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。
　ｅ）Ｃａ、ＲＥＭのいずれか一種または二種を合計で０．００５０％以下
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素：Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、いずれも硫化物の形状を球状化して、伸びフランジ性への硫化物の悪影響の改善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。これらの効果を発揮するためには、Ｃａ、ＲＥＭのいずれか一種または二種を合計で０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭのいずれか一種または二種を合計で０．００５０％を超えて含有させても効果が飽和する。このため、Ｃａ、ＲＥＭは、単独添加または複合添加いずれの場合においても、その合計の含有量を０．００５０％以下とする。なお、その合計の含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
　上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられる。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、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
　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。
本発明の高強度冷延鋼板は、フェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下でありフェライトの体積分率が７０％以上、ベイナイトの体積分率が３％以上、かつ残留オーステナイトの体積分率が４～７％、マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下でありマルテンサイトの体積分率が１～６％であるミクロ組織を有する。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り、以下同様である。
　フェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下、体積分率が７０％以上
フェライトの体積分率が７０％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７０％以上とする。好ましくは７５％以上である。なお、フェライトの体積分率は、ＴＳを確保するため、９２％以下とすることが好ましい。
また、フェライトの平均粒径が１５μｍを超えると、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。このため、フェライトの平均粒径は１５μｍ以下とする。好ましくは、１３μｍ以下である。なお、フェライトの平均粒径は、結晶粒微細化の影響により極端に強度が上昇するため、３μｍ以上とすることが好ましい。
　ベイナイトの体積分率が３％以上
良好な伸びフランジ性を確保するために、ベイナイトは体積分率として３％以上必要である。上限は特に限定されないが、良好な伸びを確保するため、１５％以下が好ましい。さらに好ましくは１２％以下である。なお、ここで云うベイナイト相の体積分率とは、観察面に占めるベイニティックフェライト（転位密度の高いフェライト）の体積割合のことである。
　残留オーステナイトの体積分率が４～７％
良好な伸びを確保するためには、残留オーステナイトの体積分率が４％以上必要である。残留オーステナイトの体積分率が７％を超える場合、伸びフランジ性が劣化するため、その上限は７％とする。
　マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、体積分率が１～６％
所望の強度およびＹＲを確保するために、マルテンサイトの体積分率は１％以上必要である。好ましくは２％以上である。良好な伸びフランジ性を確保するために、硬質なマルテンサイトの体積分率は６％以下とする。また、マルテンサイトの平均粒径が５μｍ超では、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、伸びフランジ性が劣化するため、その上限は５μｍとする。好ましくは、マルテンサイトの平均粒径は４μｍ以下である。なお、特に限定するものではないが、マルテンサイトの平均粒径は、０．１μｍ以上とすることが好ましい。
　次に、残留オーステナイト中のＣ含有量について説明する。
残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（質量％）が０．３０～０．７０％
残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．３０％未満では伸び特性に寄与する効果がなく、０．７０％を超えるとＹＲが高くなるため、本発明の鋼板における残留オーステナイト中のＣ濃度は０．３０～０．７０％とする。好ましくは０．４０％以上０．７０％未満である。
　また、鋼板中には、上記したフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト以外に、パーライト、球状セメンタイト等の一種あるいは二種以上が生成される場合がある。このような場合でも、上記のフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積分率、フェライト、マルテンサイトの平均粒径および残留オーステナイト中のＣ濃度が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。
　本発明の高強度冷延鋼板は、上記した化学成分、ミクロ組織を有し、また、上記した残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度を有するものであり、降伏比が６４％以下で引張強さが５９０ＭＰａ以上といった鋼板特性を有する。
　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、上記の成分組成（化学成分）を有する鋼スラブを準備し、熱間圧延して鋼板とし、酸洗し、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施し、その後、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で７８０～９００℃の温度域の均熱温度まで加熱し、該均熱温度で３０～５００ｓ間保持し、次いで（均熱温度－１０℃）～（均熱温度－３０℃）の温度範囲にある第１冷却温度まで５℃／ｓ以下の第１平均冷却速度で冷却し、次いで３５０～４５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度まで５～３０℃／ｓの第２平均冷却速度で冷却し、次いで室温まで５℃／ｓ以下の第３平均冷却速度で冷却する条件にて焼鈍することで製造できる。
　本発明においては、焼鈍条件が最も重要である。なお、熱間圧延工程に関しては、鋼スラブの温度：１１５０～１３００℃、仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延を行い、熱間圧延の終了後１秒以内に冷却を開始し、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却した後巻取って熱延鋼板とすることが好ましい。
　以下、上記の製造方法について、詳細に説明する。
なお、使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析（segregation）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。また、本発明では、鋼スラブを製造したのち、製造した鋼スラブをいったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法としてもよい。あるいは、製造した鋼スラブを冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入してもよく、あるいは製造した鋼スラブに保熱を行った後に直ちに熱間圧延してもよい。あるいは鋳造後の鋼スラブをそのまま熱間圧延する直送圧延・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
鋼スラブの温度（熱間圧延開始温度）：１１５０～１３００℃
熱間圧延を開始するに際して、鋼スラブの温度を１１５０～１３００℃とすることが、生産性、生産コストの観点からは好ましい。鋼スラブの温度（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、生産性が低下しやすい。また１３００℃より高くしても加熱コストが増大するだけとなる。
なお、熱間圧延において、鋼スラブの温度を上記温度範囲とするには、例えば、鋼スラブを鋳造後、再加熱することなく鋼スラブの温度が１１５０～１３００℃となった状態で熱間圧延を開始するか、若しくは１１５０～１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始してもよい。
　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伸びフランジ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ことが好ましい。このため、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上にすることが好ましい。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。このため、熱間圧延における仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とすることが好ましい。それゆえ、仕上げ圧延終了温度は８５０～９５０℃とすることが好ましい。
　熱間圧延の終了後１秒以内に冷却を開始し、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却
熱間圧延終了後、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、さらに焼鈍後のフェライトの平均粒径も微細にすることができ、伸びフランジ性が向上する。このため、熱間圧延終了後、１秒以内に冷却を開始することが好ましく、また、平均冷却速度５０℃／ｓ以上で５５０℃以下に急冷することが好ましい。この平均冷却速度は、冷却開始時点から、５５０℃以下の巻取り温度までである。なお、特に限定するものではないが、該平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　巻取り温度：５５０℃以下
巻取り温度が５５０℃を超えると、フェライト粒が粗大化しやすいため、巻取り温度の上限は５５０℃が好ましく、さらに好ましくは５００℃である。巻取り温度の下限は特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なベイナイトやマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、３００℃以上が好ましい。
　酸洗工程
熱間圧延工程後、得られた熱延鋼板を酸性工程にて酸洗を施し、熱延鋼板表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗条件等、酸洗工程の条件は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
　冷間圧延工程
酸洗後の熱延鋼板に対し、所定の板厚、例えば０．５ｍｍ～３．０ｍｍ程度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ない。なお、冷間圧延の圧下率としては、２５％～７５％程度とすることが好ましい。
　焼鈍工程
本発明では、再結晶を進行させるとともに鋼板のミクロ組織、残留オーステナイト中の平均Ｃ量を所定の範囲とするため、焼鈍工程の条件が重要である。以下、焼鈍工程の条件について説明する。
　平均加熱速度：３～３０℃／ｓ
２相域の温度である均熱温度に加熱する際、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。均熱温度への加熱を急速に行うと、再結晶が進行しにくくなるため、均熱温度までの平均加熱速度の上限を３０℃／ｓとする。好ましくは、均熱温度までの平均加熱速度の上限は２５℃／ｓである。逆に加熱速度が小さすぎるとフェライト粒が粗大化して所定の平均粒径が得られないため、平均加熱速度の下限を３℃／ｓとする。好ましくは、平均加熱速度の下限は４℃／ｓである。
　均熱温度（保持温度）：７８０～９００℃
均熱温度はフェライトとオーステナイトの２相域の温度とする必要がある。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を上記した本発明の範囲内とするとともに、均熱温度を７８０～９００℃の範囲の温度とすることで、所定のフェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイトの体積分率、フェライトおよびマルテンサイトの平均粒径及び残留オーステナイト中のＣ濃度を得ることが可能である。均熱温度が７８０℃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、ＹＲや伸びの確保が可能な残留オーステナイト、マルテンサイトの体積分率を得ることができない。かつ、均熱温度が７８０℃未満では、Ｃがオーステナイト中に過剰に濃化してしまい、焼鈍後の残留オーステナイト中のＣ濃度が高くなる。それゆえ、均熱温度は７８０℃以上とする。一方で、均熱温度が９００℃超では、焼鈍中のオーステナイトの粒径が粗大になるため、所定のフェライトおよびマルテンサイトの平均粒径を得ることができない。それゆえ、均熱温度は９００℃以下とする。好ましくは８８０℃以下である。
　均熱温度での保持時間（均熱時間）：３０～５００ｓ
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、均熱温度では３０ｓ以上の保持が必要である。一方、均熱温度での保持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、均熱温度での保持時間（均熱時間）は５００ｓ以下とする必要がある。
　均熱温度から（均熱温度－１０℃）～（均熱温度－３０℃）の温度範囲にある第１冷却温度までを５℃／ｓ以下の第１平均冷却速度で冷却
上記した所望のフェライトを得るとともに、マルテンサイトの平均粒径を微細にするため、２相域での均熱保持に引き続き行われる冷却をコントロールして、フェライト変態を進行させることが重要である。ここで、フェライト変態量を増大するために、上記均熱温度から（均熱温度－１０℃）～（均熱温度－３０℃）の第１冷却温度まで平均冷却速度を５℃／ｓ以下として、冷却（１次冷却）する。
平均冷却速度（第１平均冷却速度）が５℃／ｓ超ではフェライト変態が十分に進行しないため、上限は５℃／ｓとする。好ましくは、第１平均冷却速度は４℃／ｓ以下である。冷却速度の下限は特に規定はしないが、オーステナイト中にＣを過剰に濃化させないため、平均冷却速度の下限は１℃／ｓとすることが好ましい。第１冷却温度が（均熱温度－１０℃）超では、フェライト変態が十分に進行しない。第１冷却温度が（均熱温度－３０℃）未満では、オーステナイト中にＣが過剰に濃化するため、ＹＲが高くなる。そのため、第１平均冷却速度で冷却する温度域は（均熱温度－１０℃）～（均熱温度－３０℃）とする。
　第１冷却温度から３５０～４５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度までを５～３０℃／ｓの第２平均冷却速度で冷却
焼鈍工程後に最終的に得られる鋼板組織の体積分率を、７０％以上のフェライト、３％以上のベイナイト、４～７％の残留オーステナイト、１～６％のマルテンサイトに制御するため、上記第１冷却温度から、３５０～４５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度までを５～３０℃／ｓの第２平均冷却速度で２次冷却する。第２冷却温度が３５０℃未満では、下部ベイナイトもしくはベイナイト変態が促進しないため、所望のベイナイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積分率を得られない。それゆえ、第２冷却温度は３５０℃以上とする。一方、第２冷却温度が４５０℃超では、パーライトが過剰に生成するため、伸びが低下する。それゆえ、第２冷却温度は４５０℃以下とする。
また、第２平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にパーライトが過剰に生成するため、伸びが低下する。それゆえ、第２平均冷却速度は５℃／ｓ以上とする。好ましくは７℃／ｓ以上である。第２平均冷却速度が３０℃／ｓ超では、十分にベイナイト変態が進行しないため、残留オーステナイトの体積分率が低下し、マルテンサイトの体積分率が増加するため、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。それゆえ、第２平均冷却速度は３０℃／ｓ以下とする。好ましくは２５℃／ｓ以下である。
　第２冷却温度から室温まで５℃／ｓ以下の第３平均冷却速度で冷却
３５０～４５０℃の温度範囲内にある２次冷却温度まで冷却した後は、ベイナイト変態を促進するため５℃／ｓ以下の平均冷却速度で室温まで冷却する３次冷却を行う。３次冷却における平均冷却速度が５℃／ｓを超えると、鋼板組織中のマルテンサイトが過剰に生成し、マルテンサイトの体積分率が所望の範囲を超える他、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．７０％を超える。このため、２次冷却温度からの平均冷却速度（第３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。なお、第３平均冷却速度の下限は特に規定はしないが、マルテンサイトの硬度が高くなり、穴広げ性が劣化するため下限は０．１℃／ｓとすることが好ましい。
　なお、本発明の冷延鋼板は、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。
　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、上記した本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは、何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す化学組成の鋼を溶製して鋳造し、２３０ｍｍ厚のスラブを製造した。次いで該鋼スラブを加熱して、鋼スラブの温度を１２００℃、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す温度として熱間圧延を行い、熱間圧延終了後、表２に示す冷却開始までの時間および平均冷却速度（冷速）で冷却し、板厚：３．２ｍｍとした後、表２に示す巻取り温度（ＣＴ）で巻取り熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。その後、表２に示す平均加熱速度で加熱し、表２に示す均熱温度および均熱時間で焼鈍した後、表２に示す第１冷却温度まで第１平均冷却速度（冷速１）で冷却し、表２に示す第２冷却温度までを第２平均冷却速度（冷速２）で冷却し、表２に示す第３平均冷却速度（冷速３）で第２冷却温度から室温まで冷却した。焼鈍後、調質圧延（伸長率０．７％）を施した。
　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。結果を表３に示す。
　伸びフランジ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ　Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、ダイとポンチの間隔であるクリアランスを板厚の１２．５％として、１０ｍｍφの穴を打ち抜き、かえり（burr）がダイ側（die side）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。結果を表３に示す。ここで、λ（％）が、６０％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。
　また、時効による伸びの劣化に関する評価は、７０℃で１０日間放置後、引張試験によりＥＬを測定し、放置前の製造後の鋼板のＥＬとの差ΔＥＬを算出し、ΔＥＬ≦１．０％の場合に、時効後もＥＬの劣化が少ないと判断した。ここで、７０℃で１０日間放置というのは、Ｈｕｎｄｙの報告［Metallurgia、vol．52、p.203（1956）］から、３８℃で６ヶ月間放置した状態に相当する時効である。ΔＥＬを求めた結果を表３に示した。
　鋼板のフェライト、ベイナイト、マルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２０００倍の倍率で観察し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて求めた。具体的には、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。
フェライトの平均結晶粒径は、以下のようにして求めた。すなわち、上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から、予め各々のフェライト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各フェライト粒の面積が算出可能であり、算出した面積から各フェライト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。また、マルテンサイトの平均結晶粒径も、フェライトの平均結晶粒径と同様にして求めた。
　残留オーステナイトの体積分率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの{２００}面、{２１１}面、{２２０}面と、オーステナイトの{２００}面、{２２０}面、{３１１}面のＸ線回折線の積分強度を測定した。そして、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６、６２－６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（[Ｃγ％]）は、ＣｏＫα線を用いてｆｃｃ鉄の回折面（２００）からもとめた格子定数ａ（Å）と、[Ｍｎ％]、[Ａｌ％]を下記（１）式に代入して計算して求めることができる。
ａ＝3.578＋0.033[Ｃγ％]＋0.00095[Ｍｎ％]＋0.0056[Ａｌ％]・・・（１）
ただし、[Ｃγ％] は残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（質量％）であり、[Ｍｎ％]、[Ａｌ％]はそれぞれＭｎ、Ａｌの含有量（質量％）を示す。
　測定した引張特性と伸びフランジ性（穴広げ率）および鋼板組織の測定結果を表３に示す。
表３に示す結果から、本発明例は何れも平均粒径が１５μｍ以下のフェライトを体積分率で７０％以上、ベイナイトを体積分率で３％以上、残留オーステナイトを体積分率で４～７％、平均粒径が５μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１～６％含む複合組織を有し、前記残留オーステナイトの平均Ｃ濃度が０．３０～０．７０％であることがわかる。このような本発明例は何れも５９０ＭＰａ以上の引張強さと、６４％以下の降伏比を確保し、かつ、３１％以上の全伸びと６０％以上の穴広げ率および時効後の全伸びの劣化が少ない、という良好な加工性が得られていることがわかる。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、時効後のΔＥＬの少なくとも１つの特性が劣る。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (8)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．６～１．３％、Ｍｎ：１．４～２．２％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、フェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下でありフェライトの体積分率が７０％以上、ベイナイトの体積分率が３％以上、残留オーステナイトの体積分率が４～７％、マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下でありマルテンサイトの体積分率が１～６％であるミクロ組織を有し、前記残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（質量％）が０．３０～０．７０％であり、鋼板の特性として降伏比が６４％以下、引張強さが５９０ＭＰａ以上である低降伏比高強度冷延鋼板。
  2. 　さらに質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下のいずれか一種以上を含有する請求項１に記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
  3. 　さらに質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下のいずれか一種以上を含有する請求項１または２に記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
  4. 　さらに質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下のいずれか一種以上を含有する請求項１～３のいずれか一項に記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
  5. 　さらに質量％で、Ｂ：０．００３０％以下を含有する請求項１～４のいずれか一項に記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
  6. 　さらに質量％で、Ｃａ、ＲＥＭのいずれか一種または二種を合計で０．００５０％以下含有する請求項１～５のいずれか一項に記載の低降伏比高強度冷延鋼板。
  7. 　請求項１～６のいずれか一項に記載の化学成分を有する鋼スラブを準備し、熱間圧延して鋼板とし、酸洗し、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施し、その後、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で７８０～９００℃の温度域の均熱温度まで加熱し、該均熱温度で３０～５００ｓ間保持し、次いで（均熱温度－１０℃）～（均熱温度－３０℃）の温度範囲にある第１冷却温度まで５℃／ｓ以下の第１平均冷却速度で冷却し、次いで３５０～４５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度まで５～３０℃／ｓの第２平均冷却速度で冷却し、次いで室温まで５℃／ｓ以下の第３平均冷却速度で冷却する条件にて焼鈍する低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
  8. 　請求項１～６のいずれか一項に記載の化学成分を有する鋼スラブを準備し、鋼スラブの温度：１１５０～１３００℃、仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延を行い、熱間圧延の終了後１秒以内に冷却を開始し、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、冷却後に巻取って熱延鋼板とし、次いで、酸洗し、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を施し、その後、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で７８０～９００℃の温度域の均熱温度まで加熱し、該均熱温度で３０～５００ｓ間保持し、次いで（均熱温度－１０℃）～（均熱温度－３０℃）の温度範囲にある第１冷却温度まで５℃／ｓ以下の第１平均冷却速度で冷却し、次いで３５０～４５０℃の温度範囲内にある第２冷却温度まで５～３０℃／ｓの第２平均冷却速度で冷却し、次いで室温まで５℃／ｓ以下の第３平均冷却速度で冷却する条件にて焼鈍する低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
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