(57)【要約】 【課題】優れた耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性をも高めた高強度冷延鋼板を提供する。【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.30%、Si:2.0%以下(0%を含む)、Mn:0.1%超2.8%以下、P:0.1%以下、S:0.005%以下、N:0.01%以下、Al:0.01〜0.50%、Nb、TiおよびZrの1種または2種以上:[%C]-[%Nb]/92.9×12-[%Ti]/47.9×12-[%Zr]/91.2×12 >0.03を満足しつつ合計0.01%以上、残部：鉄および不可避的不純物からなり成分組成を有し、面積率で、焼戻しマルテンサイト:50%以上（100%を含む）、残部:フェライトからなる組織を有し、前記焼戻しマルテンサイト1μm2当たり、円相当直径1〜10nmの析出物:20個以上、円相当直径20nm以上の、Nb、TiおよびZrの1種または2種以上含有析出物:10個以下であり、結晶方位差15°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径:5μm以下である高強度冷延鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１％超２．８％以下、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．５０％、
を含むとともに、
Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を、合わせて０．０１％以上で、
かつ、［％Ｃ］−［％Ｎｂ］／９２．９×１２−［％Ｔｉ］／４７．９×１２−［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３を満足するように含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記焼戻しマルテンサイト中における析出物の分布状態が、
円相当直径１〜１０ｎｍの析出物は、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上で、
円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を含む析出物は、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下であり、
結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が５μｍ以下である
ことを特徴とする耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
成分組成が、更に、
Ｖ：０．００１〜０．２０％を含み、
かつ、前記焼戻しマルテンサイト中における、円相当直径２０ｎｍ以上のＶを含む析出物が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下である
請求項１に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項４】
成分組成が、更に、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
を含むものである請求項１〜３のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項５】
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上
を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項６】
前記焼戻しマルテンサイト中におけるセメンタイト粒子の分布状態が、
円相当直径０．０２μｍ以上０．１μｍ未満のセメンタイト粒子は、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以上で、
円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子は、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり３個以下である
請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項７】
全組織中の転位密度が１×１０１５〜１×１０１６ｍ−２であり、
かつ、下記式１で定義されるＳｉ等量が下記式２を満足する
請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。
式１：[Ｓｉ等量]＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］
式２：[Ｓｉ等量]≧４．０−  ５．３×１０−８√［転位密度］
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品などに適する耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば自動車の骨格部品などに使用される冷延鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減を両立させる目的で９８０ＭＰａ以上の高強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。
【０００３】
ところが９８０ＭＰａ以上の高強度域では、水素脆化による遅れ破壊という弊害が新たに生じることが知られている。遅れ破壊は、高強度鋼において、腐食環境または雰囲気から発生した水素が、転位、空孔、粒界などの欠陥部へ拡散して材料を脆化させ、応力が付与された状態で破壊を生じる現象のことであり、その結果、金属材料の延性や靭性が低下する等の弊害をもたらす。
【０００４】
従来よりボルト、ＰＣ鋼線やラインパイプといった用途に多く用いられる高強度鋼では、引張強度が９８０ＭＰａ以上になると、鋼中への水素の侵入により水素脆化（酸洗脆性、めっき脆性、遅れ破壊など）が発生することが広く知られている。したがって、耐水素脆化特性を向上させる技術のほとんどは、上記ボルト等用の鋼材を対象とするものである。例えば非特許文献１には、金属組織を焼戻しマルテンサイト主体とし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖといった焼戻し軟化抵抗性を示す元素を添加すれば、耐遅れ破壊性の向上に有効である旨報告されている。これは、合金炭化物を析出させて水素のトラップサイトとして活用することで、遅れ破壊形態を粒界から粒内破壊へ移行させ破壊を抑制する技術である。ところがこれらの知見は中炭素鋼に適用するものであり、溶接性や加工性が必要な低炭素含有量の薄鋼板にそのまま活用することができない。
【０００５】
そこで、本出願人らは、炭素量をＣ：０．２５超〜０．６０％を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、加工率３％の引張加工後の金属組織が、全組織に対する面積率で、残留オーステナイト組織：１％以上、ベイニティックフェライト及びマルテンサイト：合計で８０％以上、上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）：５以上を満たすことを特徴とした耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板を開発し、すでに特許出願を行った（特許文献１参照）。
【０００６】
上記薄鋼板は、優れた強度と伸びと耐水素脆化特性を示すものであるが、近年、ますます重要視されつつある伸びフランジ性については、残留オーステナイトが破壊の起点となり該伸びフランジ性を低下させる要因となるため、近年の伸びフランジ性に対する要望レベル（少なくとも７０％、望ましくは９０％）を確実に達成することが難しい状況にあった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００６−２０７０１９号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行）ｐ．１１１〜１２０
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
そこで本発明の目的は、優れた耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性をも高めた高強度冷延鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１％超２．８％以下、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．５０％、
を含むとともに、
Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を、合わせて０．０１％以上で、
かつ、［％Ｃ］−［％Ｎｂ］／９２．９×１２−［％Ｔｉ］／４７．９×１２−［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３を満足するように含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記焼戻しマルテンサイト中における析出物の分布状態が、
円相当直径１〜１０ｎｍの析出物は、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上で、
円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を含む析出物は、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下であり、
結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１１】
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｖ：０．００１〜０．２０％を含み、
かつ、前記焼戻しマルテンサイト中における、円相当直径２０ｎｍ以上のＶを含む析出物が、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下である請求項１に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１２】
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１３】
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
を含むものである請求項１〜３のいずれか1項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１４】
請求項５に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上
を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１５】
請求項６に記載の発明は、
前記焼戻しマルテンサイト中におけるセメンタイト粒子の分布状態が、
円相当直径０．０２μｍ以上０．１μｍ未満のセメンタイト粒子は、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以上で、
円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子は、前記焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり３個以下である
請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１６】
請求項７に記載の発明は、
全組織中の転位密度が１×１０１５〜１×１０１６ｍ−２であり、
かつ、下記式１で定義されるＳｉ等量が下記式２を満足する
請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
式１：[Ｓｉ等量]＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］
式２：[Ｓｉ等量]≧４．０−  ５．３×１０−８√［転位密度］
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、焼戻しマルテンサイト単相組織またはフェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織において、焼戻しマルテンサイトの硬さとその面積率、該焼戻しマルテンサイト中に析出したＮｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を含む析出物の分布状態、および、大角粒界で囲まれたフェライト粒径を適正に制御することで、耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性をも改善することが可能となり、耐水素脆化特性と伸びフランジ性にともに優れる高強度薄鋼板を提供できるようになった。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、焼戻しマルテンサイ単相またはフェライトと焼戻しマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」ということあり。）からなる二相組織を有する高強度鋼板に着目し、これに、合金元素としてＮｂやＴｉやＺｒを添加することにより、水素のトラップサイトとして強く働くＮｂやＴｉやＺｒの炭化物および炭窒化物（以下、「Ｖ含有析出物」と総称する。）をそのサイズを適正にしてマルテンサイト中に導入し、かつ、結晶粒を微細化することにより粒界にかかる応力を分散させることで、耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性を改善しうるものと考え、耐水素脆化特性および伸びフランジ性に及ぼす各種要因の影響を調査するなど鋭意検討を行ってきた。その結果、フェライトの割合を少なくすることに加え、焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させること、ＮｂやＴｉやＺｒ含有析出物を微細化すること、および、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライト（以下、「有効フェライト」ともいう。）を微細化することで、耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性を向上できることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。
【００１９】
以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
【００２０】
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、焼戻しマルテンサイト単相、または、二相組織（フェライト＋焼戻しマルテンサイト）をベースとするものであるが、特に、該焼戻しマルテンサイト中のＮｂやＴｉやＺｒ含有析出物の分布状態と、有効フェライトの粒径が制御されている点に特徴を有する。
【００２１】
＜焼戻しマルテンサイト：面積率で５０％以上（１００％を含む）＞
焼戻しマルテンサイト主体の組織にすることで、フェライトと該焼戻しマルテンサイトの界面での破壊を防止し伸びフランジ性を確保できる。
【００２２】
上記作用を有効に発揮させるには、該焼戻しマルテンサイトは、面積率で５０％以上、好ましくは６０％以上、さらに好ましくは７０％以上（１００％を含む）とする。なお、残部はフェライトである。
【００２３】
＜円相当直径１〜１０ｎｍの析出物：焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上＞
水素のトラップサイトとして有効に作用する微細なＮｂやＴｉやＺｒの炭化物および炭窒化物を組織中に適切に分散させることで、耐水素脆化特性を向上させ、加工後の耐遅れ破壊性を確保することができる。つまり、特に比表面積の大きい微細なＮｂやＴｉやＺｒ含有析出物を多量に分散させることで、水素のトラップサイトを増加させたうえ、ＮｂやＴｉやＺｒ含有析出物を微細にすることで、母相に対してＮｂやＴｉやＺｒ含有析出物の周囲に整合ひずみ場を付与し、ひずみ場に集まりやすい水素に対するトラップサイトとしての能力を高めることができ、耐水素脆化特性が改善される。なお、この粒径範囲（円相当直径１〜１０ｎｍ）では、ＮｂやＴｉやＺｒを含まない析出物はほとんど存在しないので、本規定では、下記円相当直径２０ｎｍ以上の析出物の場合のようにＮｂやＴｉやＺｒを含むものに限定せずに、すべての析出物を対象とした。
【００２４】
上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径１〜１０ｎｍの微細な析出物は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上、好ましくは５０個以上、さらに好ましくは１００個以上とする。上記微細な析出物のサイズ（円相当直径）の好ましい範囲は１〜８ｎｍ、さらに好ましい範囲は１〜６ｎｍである。
【００２５】
なお、上記微細な析出物の円相当直径の下限を１ｎｍとしたのは、これより微細な析出物は、水素のトラップサイトとしての効果が小さくなるためである。
【００２６】
＜円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を含む析出物：焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下＞
ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣなどのＮｂやＴｉやＺｒを含む析出物は、母相に比べて剛性および臨界せん断応力が非常に高いため、析出物の周囲が変形しても析出物自体は変形しにくいため、２０ｎｍ以上のサイズになると母相と析出物との界面に大きなひずみが生じ、破壊が発生するようになる。このため、２０ｎｍ以上のＮｂやＴｉやＺｒを含む粗大な析出物が多量に存在すると伸びフランジ性が劣化する。したがって、粗大なＮｂやＴｉやＺｒ含有析出物の存在密度を制限することで、伸びフランジ性を改善することができる。
【００２７】
上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を含む粗大な析出物は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下、好ましくは５個以下、さらに好ましくは３個以下に制限する。
【００２８】
＜結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径：５μｍ以下＞
有効フェライトを微細化することで、マルテンサイトとの界面で疲労亀裂が発生しても、該亀裂がフェライト粒内に伝播しにくくすることで、伸びフランジ性を改善することができる。
【００２９】
上記作用を有効に発揮させるには、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径は５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下に制限する。
【００３０】
本発明鋼板の組織は上記規定を満足させることを必須とするが、この必須組織規定に加えてさらに下記（ａ）、（ｂ）または（ｃ）の組織規定をも満足させることが推奨される。
【００３１】
＜（ａ）円相当直径０．０２μｍ以上０．１μｍ未満のセメンタイト粒子：焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以上、
円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子：焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり３個以下＞
上記ＮｂやＴｉやＺｒ含有析出物の分散状態の制御に加えて、焼戻しの際にマルテンサイト中に析出したセメンタイト粒子のサイズと存在数を制御することで、伸びと伸びフランジ性をともに向上させることができる。つまり、マルテンサイト中に適度に微細なセメンタイトの粒子を多量に分散させて、転位の増殖源として働かせることで加工硬化指数を大きくし、伸びの向上に寄与させつつ、伸びフランジ変形時において破壊の起点となる粗大なセメンタイト粒子の数を減少させることで、伸びフランジ性をさらに改善することができる。
【００３２】
上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径０．０２μｍ以上０．１μｍ未満の適度に微細なセメンタイト粒子は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以上、さらに１５個以上、特に２０個以上とするとよいが、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり３個以下、さらに２．５個以下、特に２個以下に制限するのが推奨される。
【００３３】
なお、上記適度に微細なセメンタイト粒子の円相当直径の下限を０．０２μｍとしたのは、これより微細なセメンタイト粒子は、マルテンサイトの結晶構造に十分な歪みを与えられず、転位の増殖源としてはほとんど寄与しないと考えられるためである。
【００３４】
＜（ｂ）全組織中の転位密度：１×１０１５〜１×１０１６ｍ―２、
[Ｓｉ当量]≧４．０−  ５．３×１０−８√［転位密度］＞
上記ＮｂやＴｉやＺｒ含有析出物の分散状態の制御に加えて、全組織中に導入される転位密度を制御することで、伸びを確保しつつ、近年重要視されるようになってきた衝突安全性を評価する上で重要な降伏強度をも確保することができる。つまり、上記成分組成を有するＣ−Ｓｉ−Ｍｎ系の低合金鋼において、焼戻し温度が４００℃を超えるマルテンサイト主体の組織の降伏強度は、４つの強化機構（固溶強化、析出強化、微細化強化、転位強化）のなかでも特に転位強化に強く依存することを見出し、要望レベルである９００ＭＰａ以上の降伏強度を確保するには、全組織中の転位密度を１×１０１５ｍ−２以上確保する必要があることがわかった。
【００３５】
一方、伸びは変形初期の転位密度に強い負の相関をもつことから、１０％以上の伸びを確保するには、転位密度を１×１０１６ｍ−２以下に制限する必要があることがわかった。
【００３６】
よって、全組織中の転位密度は１×１０１５〜１×１０１６ｍ―２とするのが推奨される。
【００３７】
そして、上述のとおり、１０％以上の伸びを確保するためには、全組織中に導入できる転位密度に上限が存在する。そこで、さらに検討を行った結果、９００ＭＰａ以上の降伏強度を確実に得るためには、転位強化の次に降伏強度に寄与する固溶強化を活用する必要があることを見出した。
【００３８】
先ず、上記９００ＭＰａ以上の降伏強度を確実に得るために必要な固溶強化量を表す指標として、下記式（１）に示すＳｉ等量を導入した。このＳｉ等量は、固溶強化作用を示す代表的な元素であるＳｉを基準にして、Ｓｉ以外の各元素の固溶強化作用（藤田利夫ら訳：鉄鋼材料の設計と理論、丸善、（１９８１）、ｐ．８参照）をＳｉ濃度に換算して定式化したものである。
【００３９】
[Ｓｉ等量]＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］・・・式（１）
【００４０】
次に、転位強化による降伏強度の上昇量Δσは、Ｂａｉｌｅｙ−Ｈｉｒｓｈの式から転位密度ρの関数として、Δσ∝ √ρで表される（中島ら：「材料とプロセス」、Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６−３９９参照）。そして、上記固溶強化による降伏強度の上昇効果と上記転位強化よる降伏強度の上昇効果との定量的な関係を実験的に検証した結果、下記式（２）を満足させることにより、９００ＭＰａ以上の降伏強度が確実に得られることがわかった。
【００４１】
[Ｓｉ等量]≧４．６−５．３×１０−８√［転位密度］  ・・・式（２）
【００４２】
以下、焼戻しマルテンサイトの面積率、析出物のサイズおよびその存在数、有効フェライトのサイズ、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数、転位密度、ならびに、DＳＣによる４００〜６００℃の間における発熱量の各測定方法について説明する。
【００４３】
[マルテンサイトの面積率の測定方法]
まず、マルテンサイトの面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、画像解析によってセメンタイトを含まない領域をフェライトとし、残りの領域をマルテンサイトとして、各領域の面積比率よりマルテンサイトの面積率を算出した。
【００４４】
[析出物のサイズおよびその存在数の測定方法]
析出物のサイズおよびその存在数については、薄膜法、または、抽出レプリカ法にて薄膜サンプルを作成し、このサンプルを電界放射型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）を用いて１０００００倍から３０００００倍で２μｍ２以上の領域を観察し、画像のコントラストから黒っぽい部分を析出物としてマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各析出物の面積から円相当直径を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定サイズの析出物の個数を求めた。
【００４５】
ただし、２０ｎｍ以上の析出物については、ＦＥ−ＴＥＭに付随のＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いて析出物中にＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖが存在していることを確認したものだけをカウントした。
【００４６】
[有効フェライトのサイズの測定方法]
結晶方位差が１５°以上の大角粒界の方位は、１００００μｍｍ２の数視野を１万倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）にて、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法で測定し、結晶方位差（フェライトの粒界の方位差角）が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトを有効フェライトとした。そして、有効フェライトの平均粒径は、５０００倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡：ＪＥＯＬ社製ＪＳＭ−５４１０）に、ＴＳＬ社製ＯＩＭＴＭを用いて、隣接した結晶粒と１５度以上の方位差がある粒界を測定し、切片法を用いて測定した（特開２００５−１３３１５５号公報の［００２１］−［００２２］参照）。
【００４７】
[セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数の測定方法]
セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタールで腐食して金属組織を顕出させた後、マルテンサイト内部の領域を解析できるよう、１００μｍ２領域の視野について倍率１００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積から円相当直径を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。
【００４８】
［転位密度の測定方法］
また、転位密度については、板厚の１／４深さ位置を測定できるよう試料を調整した後、標準試料としてＳｉ粉末を試料表面に塗布し、これをＸ線回折装置（理学電機製、ＲＡＤ−ＲＵ３００）に掛け、Ｘ線回折プロファイルを採取した。そして、このＸ線回折プロファイルを元に、中島らが提案した解析法にしたがって転位密度を算出した（中島ら：「材料とプロセス」、Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６−３９９参照）。
【００４９】
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００５０】
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイトの面積率およびマルテンサイトの硬さに影響し、強度および伸びフランジ性に影響する重要な元素である。また、ＮｂやＴｉやＺｒと結合することで、ＮｂやＴｉやＺｒの炭化物および炭窒化物を形成するので、ＮｂやＴｉやＺｒの含有量とＣ含有量のバランスが変化することで、熱処理中のＮｂやＴｉやＺｒの炭化物および炭窒化物の析出、消失、粗大化の挙動に影響し、水素脆化特性および伸びフランジ性に影響する。０．０３％未満ではマルテンサイトの硬さが不足するため強度が確保できず、一方、０．３０％超では焼鈍の際の加熱時にＮｂやＴｉやＺｒの炭化物および炭窒化物が安定になりすぎるため微細な析出物が得られなくなり、水素脆化特性が確保できない。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．０８〜０．２５％、さらに好ましくは０．１０〜０．２０％である。
【００５１】
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む）
Ｓｉは、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに高強度化できる有用な元素である。２．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．５％以下（０％を含む）である。
【００５２】
Ｍｎ：０．１％超２．８％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高めて焼鈍の際の加熱後の急速冷却時にマルテンサイト面積率を確保することで、強度と伸びフランジ性を高める効果を有する有用な元素である。０．１％以下では焼入れのための急速冷却時にベイナイトが形成され、マルテンサイト面積率が不足するため、強度と伸びフランジ性が確保できない。一方、２．８％超とすると焼入れ時（焼鈍加熱後の冷却時）にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．３０〜２．５％、さらに好ましくは０．５０〜２．２％である。
【００５３】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、    旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００５４】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．００５％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。
【００５５】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、ひずみ時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
【００５６】
Ａｌ：０．０１〜０．５０％
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びフランジ性の劣化を防止するとともに、固溶強化により強度向上に寄与する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、ひずみ時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、０．５０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
【００５７】
Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上：合わせて０．０１％以上で、かつ、［％Ｃ］−［％Ｎｂ］／９２．９×１２−［％Ｔｉ］／４７．９×１２−［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３
Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒは、微細な炭化物および炭窒化物として鋼中に存在することにより水素のトラップサイトとして働くことから、耐水素脆化特性向上のための重要な元素である。また、焼鈍の際の加熱時に微細な炭化物・炭窒化物としてオーステナイトの成長をピン止めする粒子として作用することで、有効フェライトの微細化に寄与する。ＮｂとＴｉとＺｒの合計含有量が０．０１％未満では耐水素脆化特性の改善効果が十分に得られない。一方、［％Ｃ］−［％Ｎｂ］／９２．９×１２−［％Ｔｉ］／４７．９×１２−［％Ｚｒ］／９１．２×１２≦０．０３とすると、焼鈍の際の加熱時にオーステナイト中に溶け込む炭素量が不足し、十分なマルテンサイト硬さが得られなくなる。ＮｂとＴｉとＺｒの合計含有量の範囲は、好ましくは０．０２％以上０．１０％未満、さらに好ましくは０．０３％以上０．１０％未満である。
【００５８】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００５９】
Ｖ：０．００１〜０．２０％
Ｖは、大気中で生成するさびの中でも熱力学的に安定で保護性があるといわれている酸化鉄であるα−ＦｅＯＯＨの生成を促進させるとともに、ＮｂやＴｉやＺｒと同様、微細な炭化物および炭窒化物として鋼中に存在することにより水素のトラップサイトとして働くことから、耐水素脆化特性の向上にも寄与する元素である。０．００１％未満の添加では耐水素脆化特性の改善効果が十分に得られない。一方、０．２０％を超える添加では、焼鈍の際の加熱時に鋼中に未固溶で存在し、粗大に成長するＶ炭化物またはＶ炭窒化物が増加するため伸びフランジ性が劣化する。Ｖ含有量の範囲は、さらに好ましくは０．０１％以上０．１５％未満、特に好ましくは０．０２％以上０．１２％未満である。
【００６０】
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上
これらの元素は、焼入れ性を高めてマルテンサイト面積率の確保に寄与することで、強度と伸びフランジ性を高めるのに有用な元素である。また、これらの元素のうち、ＣｒとＭｏは、焼戻し時に水素のトラップサイトとなりうる合金炭化物および炭窒化物を形成することで、ＣｕとＮｉは、Ｖと同様、α−ＦｅＯＯＨの生成を促進させることで、いずれも耐水素脆化特性をも改善する効果を有する。各元素とも、上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕではマルテンサイトの硬さが高くなりすぎ、Ｎｉでは焼入れ時にオーステナイトが残存し、いずれも伸びフランジ性が低下してしまう。
【００６１】
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｂは、鋼中に固溶状態でオーステナイト粒界に存在することで、焼入れ性を高め、マルテンサイト面積率を高めるのに有用な元素である。０．０００１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、０．００５０％を超えて過剰に添加するとＦｅ２３（ＣＢ）６を形成し、固溶Ｂが存在しなくなり焼入れ性改善効果が得られなくなってしまう。
【００６２】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下してしまう。
【００６３】
なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわち、周期律表の３Ａ属元素を指す。
【００６４】
次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
【００６５】
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延（熱延）を行う。
【００６６】
［熱間圧延条件］
熱間圧延条件としては、熱延加熱温度を１２００℃以上、熱延仕上圧延温度を８５０℃以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０℃以下の温度で巻き取るのが推奨される。
【００６７】
このような温度条件で熱間圧延を行うことで、ＮｂやＴｉやＺｒを加熱段階で完全に固溶させ、熱間圧延中における析出や巻取り中におけるＮｂやＴｉやＺｒの炭化物や炭窒化物の析出を抑制し、焼鈍の際の加熱時に粗大なＮｂやＴｉやＺｒの炭化物や炭窒化物が残存しないようにすることができる。
【００６８】
熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は３０％程度以上とするのがよい。
【００６９】
そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。
【００７０】
［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度：下記式（３）を満たし、
【数１】
2010037652.tif 000002
【００７１】
かつ［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］〜１０００℃に加熱し、焼鈍保持時間：２０〜３６００ｓ保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（第１冷却終了温度）まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度（第１冷却速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（第２冷却終了温度）まで５０℃／ｓ以上の冷却速度（第２冷却速度）で急冷するのがよい。
【００７２】
＜焼鈍加熱温度：Ｐｆ＞０．００１０を満たし、かつ［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］〜１０００℃、焼鈍保持時間：２０〜３６００ｓ＞
焼鈍加熱時にＮｂやＴｉやＺｒの炭化物等を完全に固溶させることで、２０ｎｍ以上の粗大なＶ含有析出物の存在密度を低下させるとともに、焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させることで、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率を５０％以上確保するためである。
【００７３】
上記式（３）の左辺Ｐｆは、焼鈍加熱時におけるＮｂ、ＴｉおよびＺｒの固溶量を表すパラメータとして、熱力学的にＮｂ、ＴｉおよびＺｒの析出溶解挙動を表現する式から得られたものであり（日本鉄鋼協会編：第３版 鉄鋼便覧、第Ｉ巻 基礎、ｐ．４１２参照）、Ｐｆ＞０．００１０を満たすように焼鈍加熱温度を設定すれば十分な固溶ＮｂおよびＴｉ量を確保することができる。
【００７４】
また、焼鈍加熱温度が［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］℃未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して面積率５０％以上を確保できなくなり、一方、１０００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して鋼板の曲げ性や靭性が劣化するとともに、焼鈍設備の劣化をもたらすため好ましくない。
【００７５】
また、焼鈍保持時間が２０ｓ未満ではＮｂやＴｉやＺｒの炭化物等を完全に固溶させることができなくなり、一方３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
【００７６】
＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
冷却中にオーステナイトからフェライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、マルテンサイト組織を得るためである。
【００７７】
Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、鋼板の強度が確保できなくなる。
【００７８】
＜加熱温度未満で６００℃以上の温度まで１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の冷却速度で徐冷＞
面積率で５０％未満のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
【００７９】
６００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトが形成されず、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
【００８０】
以上、熱間圧延条件および焼鈍条件について推奨条件を説明したが、組織規定に関わらずすべての鋼板について共通である。しかしながら、以下説明する焼戻し条件については、上記必須組織規定のみを満足する鋼板と、上記必須組織規定に加えて上記（ａ）、（ｂ）または（ｃ）の推奨組織規定をも満足する鋼板とで、推奨する焼戻し条件が異なるので、以下、分けて説明を行う。
【００８１】
［必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件］
必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度Ｔｔ（℃）：４８０℃以上６００℃未満で、かつ焼戻し保持時間ｔ（ｓ）が、Ｐｇ＝ｅｘｐ［−１３５２０／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔ＜１．００×１０−５となる条件で保持した後、冷却すればよい。
【００８２】
焼戻し中にＮｂやＴｉやＺｒの炭化物等を析出させるには４８０℃以上に加熱する必要があり、析出物のサイズを制御するには加熱温度と保持時間との関係を適切に制御する必要がある。
【００８３】
ここで、Ｐｇ＝ｅｘｐ［−１３５２０／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔは、杉本孝一ら：材料組織学［朝倉書店出版］、ｐ１０６の  式（４．１８）に記載の析出物の粒成長モデルを元に変数の設定および簡略化を行った、析出物のサイズを規定するパラメータである。
【００８４】
Ｐｇ＝ｅｘｐ［−１３５２０／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔ≧１．００×１０−５となる条件では、析出物の粗大化が進行して、２０ｎｍ以上の粗大な析出物の個数が多くなりすぎるため、伸びフランジ性が確保できなくなる。
【００８５】
［必須組織規定に加えて上記（ａ）の組織規定をも満足する鋼板の焼戻し条件］
必須組織規定に加えて上記（ａ）の組織規定をも満足する鋼板の焼戻し条件としては、上記［必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件］を満たしつつ、以下の条件をも満たすことが推奨される。
【００８６】
すなわち、上記焼鈍冷却後の温度から１段目の焼戻し加熱温度：３２５〜３７５℃まで、１００〜３２５℃の間を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、１段目の焼戻し保持時間：５０ｓ以上保持した後、さらに、２段目の焼戻し加熱温度Ｔ：４００℃超まで加熱し、２段目の焼戻し保持時間ｔ（ｓ）が、３．２×１０−４＜Ｐ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ＜１．２×１０−３となる条件で保持した後、冷却すればよい。なお、２段目の保持中に温度Ｔを変化させる場合は、下記式（４）を用いればよい。
【数２】
2010037652.tif 000003
【００８７】
マルテンサイトからのセメンタイトの析出が最も速くなる温度域である３５０℃付近で保持してマルテンサイト組織中に均一にセメンタイト粒子を析出させた後、より高い温度域に加熱・保持することで、セメンタイト粒子を適切なサイズに成長させることができるためである。
【００８８】
＜１段目の焼戻し加熱温度：３２５〜３７５℃まで、１００〜３２５℃の間を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱＞
１段目の焼戻し加熱温度が３２５℃未満もしくは３７５℃超え、または、１００〜３２５℃の間の平均加熱速度が５℃／ｓ未満の場合は、マルテンサイト中にセメンタイト粒子の析出が不均一に起こるため、その後の２段目の加熱・保持中における成長により、粗大なセメンタイト粒子の割合が増加し、伸びフランジ性が得られなくなる。
【００８９】
＜２段目の焼戻し加熱温度Ｔ：４００℃以上まで加熱し、２段目の焼戻し保持時間ｔ（ｓ）が、３．２×１０−４＜Ｐ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ＜１．２×１０−３  となる条件で保持＞
ここで、Ｐ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔは、杉本孝一ら：材料組織学［朝倉書店出版］、ｐ１０６の  式（４．１８）に記載の析出物の粒成長モデルを元に変数の設定および簡略化を行った、析出物としてのセメンタイト粒子のサイズを規定するパラメータである。
【００９０】
２段目の焼戻し加熱温度Ｔを４００℃未満とすると、セメンタイト粒子を十分なサイズに成長させるために必要な保持時間ｔが長くなりすぎる。
【００９１】
Ｐ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ≦３．２×１０−４では、セメンタイト粒子が十分に成長せず、適度に微細なセメンタイト粒子の数が確保できないため、伸びが確保できなくなる。
【００９２】
Ｐ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ≧１．２×１０−３では、セメンタイト粒子が粗大化し、０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の数が多くなりすぎるため、伸びフランジ性が確保できなくなる。
【００９３】
［必須組織規定に加えて上記（ｂ）の組織規定をも満足する鋼板の焼戻し条件］
必須組織規定に加えて上記（ｂ）の組織規定をも満足する鋼板の焼戻し条件としては、上記［必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件］を満たしつつ、以下の条件をも満たすことが推奨される。
【００９４】
すなわち、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：５５０〜６５０℃まで加熱し、同温度範囲にて、焼戻し保持時間：３〜３０ｓ保持した後、冷却すればよい。
【００９５】
焼戻し時において、転位密度は、加熱温度が高く、その保持時間が長くなるほど減少する。また、円相当直径１〜１０ｎｍの微細な析出物の存在密度は、加熱温度が高く、その保持時間が長くなるほど増加する。
【００９６】
しかしながら、転位密度の減少速度および微細な析出物の存在密度の増加速度に対する温度依存性および時間依存性は大きく異なっており、転位密度の減少速度は時間依存性の方が強いのに対し、微細な析出物の存在密度の増加速度は温度依存性の方が強い。
【００９７】
このため、転位密度と微細な析出物の存在密度という２つのパラメータの値をともに適正範囲内とするには、転位密度を従来鋼より高めにするために、従来鋼に対する焼戻し保持時間よりも短い保持時間とし、このように短い保持時間の焼戻しでも微細な析出物の存在密度を２０個／μｍ２以上に増加させるために、従来鋼に対する焼戻し加熱温度よりも高い加熱温度で焼戻しを行うことが有効である。
【００９８】
ただし、６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと短時間処理でも転位密度が急速に減少して不足する。また、３０ｓを超えて長時間保持すると転位密度が減少しすぎて不足し、やはり降伏強度が得られなくなる。一方、５５０℃を下回る温度、または、３ｓ未満の保持時間で焼戻しを行うと、マルテンサイト硬さが十分に低下せず、伸びフランジ性が不足する。
【００９９】
［必須組織規定に加えて上記（ｃ）の組織規定をも満足する鋼板の焼戻し条件］
必須組織規定に加えて上記（ｃ）の組織規定をも満足する鋼板の焼戻し条件としては、上記［必須組織規定のみを満足する鋼板の焼戻し条件］を満たしつつ、以下の条件をも満たすことが推奨される。
【０１００】
すなわち、上記焼鈍冷却後の温度から加熱温度Ｔ：５２０℃以上まで加熱し、その温度Ｔにて、保持時間ｔ（ｓ）が、８×１０−４＜Ｐ＝ｅｘｐ［−９６４９／（Ｔ＋２７３）］×ｔ＜２．０×１０−３となる条件で保持した後、冷却すればよい。なお、保持中に温度Ｔを変化させる場合は、下記に再掲する上記式（４）を用いればよい。
【数３】
2010037652.tif 000004
【実施例】
【０１０１】
下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。
これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．２ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２〜５に示す条件にて熱処理を施した。
【表１】
2010037652.tif 000005
【表２】
2010037652.tif 000006
【表３】
2010037652.tif 000007
【表４】
2010037652.tif 000008
【０１０２】
上記熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための最良の形態］の項で説明した測定方法により組織の定量化を行った。具体的には、表２〜５に示す各熱処理条件で熱処理した全鋼板について、マルテンサイトの面積率およびその硬さ、析出物のサイズおよびその存在数（存在密度）、ならびに、有効フェライトの平均粒径を測定した。そして、表３に示す熱処理Ｎｏ．ａ−１〜ｅ−１の条件で熱処理した鋼板についてのみ、さらにセメンタイト粒子のサイズおよびその存在数（存在密度）を測定した。
【０１０３】
また、上記各鋼板について、機械的特性を評価するため、引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＰ、伸びＥｌ、伸びフランジ性λを測定し、さらに、耐水素脆化特性を評価するため、水素脆化危険度指数を測定した。
【０１０４】
なお、引張強度ＴＳと降伏強度ＹＰと伸びＥｌは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って測定を行った。
【０１０５】
また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
【０１０６】
水素脆化危険度指数は、板厚１ ．２ｍｍの平板試験片を用いて、ひずみ速度が１×１ ０−４／sの低ひずみ速度引張試験（ＳＳＲＴ）を行い、下記の定義式により水素脆化危険度指数を算出した。
【０１０７】
水素脆化危険度指数（％）＝１００×（１−Ｅ１／Ｅ０）
【０１０８】
ここで、Ｅ０は、実質的に鋼中に水素を含まない状態の試験片の破断時の伸びを示し、Ｅ１は、硫酸中で電気化学的に水素をチャージさせた鋼材（試験片）の破断時の伸びを示している。なお、上記水素チャージは、鋼材（試験片）をＨ ２ＳＯ４（０．５ｍｏｌ／Ｌ）とＫＳＣＮ（０．０１ｍｏｌ／Ｌ）の混合溶液中に浸漬し、室温かつ定電流（１００Ａ／ｍ２）の条件で行った。
【０１０９】
上記水素脆化危険度指数は、１５％を超えると使用中に水素脆化を起こす危険があるので、本発明では、１５％以下を耐水素脆化特性に優れると評価した。
【０１１０】
上記機械的特性および耐水素脆化特性の測定結果を表５〜７に示す。
【０１１１】
まず、表５に示すように、本発明の必須構成要件（上記成分組成規定および上記必須組織規定）を充足する発明鋼（鋼Ｎｏ．２〜４、６、７、１０、１１、１４〜１６、２１〜２５、３０、３３、３４、６０、６１）は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが７０％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足する、加工性と耐水素脆化特性とを兼備した高強度冷延鋼板が得られた。
【０１１２】
これに対して、本発明の必須構成要件（上記成分組成規定および上記必須組織規定）のうち少なくとも一つを欠く比較鋼（鋼Ｎｏ．１、５、８、９、１２、１３、１７、２０、２６〜２９、３１、３２、６２）は、上記機械的特性と耐水素脆化特性のうちいずれかの特性が劣っている（なお、鋼Ｎｏ．１８、１９は、いずれの特性も満足するものであるが、成分組成［ＰまたはＳ］が本発明の規定範囲を外れるため、比較鋼とした。）。
【０１１３】
例えば、鋼Ｎｏ．１は、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒを含有しておらず、円相当直径１〜１０ｎｍの微細な析出物が存在しないため、引張強度と伸びフランジ性には優れているものの、耐水素化脆化特性が劣っている。
【０１１４】
また、鋼Ｎｏ．５、６２は、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの含有量が高すぎることにより、円相当直径２０ｎｍ以上の粗大な析出物の数が過大になるため、耐水素化脆化特性には優れているものの、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
【０１１５】
また、鋼Ｎｏ．８は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足するため、耐水素化脆化特性には優れているものの、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
【０１１６】
また、鋼Ｎｏ．９は、Ｃ含有量が低すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足するため、伸びフランジ性と耐水素化脆化特性には優れているものの、引張強度が劣っている。
【０１１７】
また、鋼Ｎｏ．１２は、Ｃ含有量が高すぎることにより、２０ｎｍ以上の粗大な析出物の数が過大になるため、引張強度と耐水素化脆化特性には優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。
【０１１８】
また、鋼Ｎｏ．１３は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足するため、耐水素化脆化特性には優れているものの、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
【０１１９】
また、鋼Ｎｏ．１７は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、残留オーステナイトが残存するため、引張強度には優れているものの、伸びフランジ性と耐水素化脆化特性が劣っている。
【０１２０】
また、鋼Ｎｏ．２０は、Ａｌ含有量が高すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足するため、耐水素化脆化特性には優れているものの、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
【０１２１】
また、鋼Ｎｏ．２６〜２９、３１、３２は、焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、いずれかの特性が劣っている。
【０１２２】
つぎに、表６に示すように、本発明の必須構成要件（上記成分組成規定および上記必須組織規定）に加え、上記推奨組織規定（ａ）をも充足する推奨鋼（鋼Ｎｏ．３４’、４０、４２、４４、４６、６４）は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びＥｌが１０％以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが１００％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足し、上記発明鋼よりもさらに加工性に優れた高強度冷延鋼板が得られることがわかった。
【０１２３】
また、表７に示すように、本発明の上記必須構成要件（上記成分組成規定および上記必須組織規定）に加え、上記推奨構成要件（ｂ）をも充足する推奨鋼（鋼Ｎｏ．４８、５３、５５、５７、６６）は、いずれも、降伏強度が９００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びＥｌが１０％以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが９０％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足し、上記発明鋼よりもさらに加工性に優れるとともに、衝突安全性にも優れた高強度冷延鋼板が得られることがわかった。
【表５】
2010037652.tif 000009
【表６】
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【表７】
2010037652.tif 000011