(57)【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：３．０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｖ：０．１０〜０．５０％
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、
軟質第１相であるフェライトを面積率で１０〜８０％含むとともに、残留オーステナイト、マルテンサイト、および残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織が、面積率の合計で５％未満（０％を含む）であり、残部が硬質第２相である、焼き戻しマルテンサイトおよび／または焼き戻しベイナイトからなる組織を有し、
前記フェライトの平均粒径が円相当直径で２μｍ以下であり、
前記フェライトと界面を接する前記硬質第２相中に存在する析出物の分布状態が、
円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子は、前記硬質第２相１μｍ２当たり３個以下で、
前記フェライト中に析出物の形で存在するＶを含む粒子のうち、円相当直径８ｎｍ以上２０ｎｍ未満の粒子が、Ｖを含む粒子の全数に対して、個数ベースで６０％以上を占め、
かつ、前記フェライトおよび硬質第２相中に析出物の形で存在するＶを含む粒子のうち、円相当直径２０ｎｍ以上の粒子が、１μｍ２当たり３個以下であり、
引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上で、引張強度ＴＳと伸びＥｌの積ＴＳ×Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以上、かつ、引張強度ＴＳと伸びＥｌと伸びフランジ性λの積ＴＳ×Ｅｌ×λが１００００００ＭＰａ・％・％以上である
ことを特徴とする伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
成分組成がさらに、Ｔｉおよび／またはＮｂを、下記式１〜３を同時に満足するように含み、
かつ、前記フェライト中に析出物の形で存在するＶ、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上を含む粒子のうち、円相当直径８ｎｍ以上２０ｎｍ未満の粒子が、前記Ｖ、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上を含む粒子の全数に対して、個数ベースで６０％以上を占め、
かつ、前記フェライトおよび前記硬質第２相中に析出物の形で存在するＶ、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上を含む粒子のうち、円相当直径２０ｎｍ以上の粒子が、１μｍ２当たり３個以下である、
請求項１に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。
式１：ｌｏｇ（［％Ｔｉ］×［％Ｃ］）＜−１．６
式２：ｌｏｇ（［％Ｎｂ］×［％Ｃ］）＜−２．０
式３：（［％Ｖ］／５１＋［％Ｔｉ］／４８＋［％Ｎｂ］／９３）×５１≦０．５０％
ここに、［％Ｘ］は元素Ｘの含有量（質量％）を意味する。
【請求項３】
成分組成がさらに、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１または２に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。
【請求項４】
成分組成がさらに、
Ｍｏ：０．０２〜１．０％、
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１〜３のいずれか１項に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。
【請求項５】
成分組成がさらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品等に用いられる加工性に優れた高強度冷延鋼板に関し、詳細には、伸び（全伸び）と伸びフランジ性のバランスが改善さ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鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的として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】
このため、引張強度（ＴＳ）９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板であって、伸び（全伸び；Ｅｌ）と伸びフランジ性（穴拡げ率；λ）のバランスが改善された高強度鋼板の提供が切望されており、例えば、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λが１００００００ＭＰａ・％・％以上（より好ましくは、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１８０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λが１３０００００ＭＰａ・％・％以上）のものが要望されている。
【０００４】
上記のようなニーズを受けて、種々の組織制御の考え方に基づき、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善した高強度鋼板が多数提案されているものの、伸びと伸びフランジ性のバランスが上記要望レベルを満足するように両立させたものはまだ少ないのが現状である。
【０００５】
例えば特許文献１には、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの少なくとも１鋼種を合計で１．６〜２．５質量％含有し、実質的にマルテンサイトの単相組織からなる高張力冷延鋼板が開示されており、引張強度９８０ＭＰａ級の鋼板において、その穴拡げ率（伸びフランジ性）λは１００％以上が得られているものの、伸びＥｌは１０％に達しておらず、上記要望レベルは満足していない（同文献の表２、４、６および８の本発明例参照）。
【０００６】
特許文献２には、フェライトが面積率で６５〜８５％で、残部が焼戻しマルテンサイトの二相組織からなる高張力鋼板が開示されている。
【０００７】
特許文献３には、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径がともに２μｍ以下であり、マルテンサイトの体積率が２０％以上、６０％未満の二相組織からなる高張力鋼板が開示されている。
【０００８】
上記特許文献２および３に開示された高強度鋼板は、いずれも変形能の高いフェライトを多量に混入させることで、１０％を超える伸びを確保するものであるが、上記要望レベルを満足するものは少ない（特許文献２の表２の発明例、特許文献３の表２および４の実施例参照）。そして、これらの高張力鋼板に係る発明は、フェライトと硬質第２相の面積比率、さらにはこれら両相の粒径を制御することを特徴とする。しかしながら、これらの高張力鋼板に係る発明は、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂを含有するものではなく、Ｖ単独、またはＶに加えてＴｉおよび／もしくはＮｂを含有し、これらの元素の炭窒化物を微細に析出させることによる強度上昇と、該炭窒化物およびセメンタイトの粗大化防止による伸びフランジ性の確保の両立を特徴とする本願発明とは明らかに技術思想を異にするものである。
【０００９】
特許文献４には、フェライトが面積率で５０〜９６％で、残部がマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの複合組織からなり、析出強化用にＶ、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上含有する高張力鋼板が開示されている。特許文献４に開示された高張力鋼板に係る発明は、鋼板の歪時効硬化特性を高めることを特徴としており、上記元素の析出物のサイズ分布制御を行っておらず、９８０ＭＰａ級の引張強度が得られていない（同文献の表３の本発明例参照）。Ｖ単独、またはＶに加えてＴｉおよび／またはＮｂを含有し、これらの元素の炭窒化物を微細に析出させることによる強度上昇を特徴とする本願発明とは明らかに技術思想を異にするものである。
【００１０】
特許文献５には、結晶粒径が２μｍ以下のフェライトおよび、マルテンサイトの二相組織からなり、強度調整目的にＶ、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上を含む高張力冷延鋼板が開示されている。特許文献５に開示された高張力冷延鋼板に係る発明は、熱間圧延の仕上げ温度から５５０℃以下までを急冷することにより、巻取終了時の組織をマルテンサイトもしくはベイナイトまたはこれらの混合物である低温変態相とし、炭化物の析出を抑制している点では本願発明と共通している。ところが、上記特許文献５に開示された高張力冷延鋼板に係る発明は、熱間圧延と冷間圧延の間に、６００℃以上Ａｃ１点以下の温度で１０時間以上の長時間熱処理を行うことが望ましい（同文献の段落［００４０］参照）としており、このような温度域で炭化物を均一に析出させることで冷延後の焼鈍時にフェライト粒を微細化することにより、伸びおよび伸びフランジ性を確保することを特徴としている。しかしながら、１０時間以上の熱処理は生産性の観点から好ましくなく、冷間圧延後の焼鈍において、フェライト相の再結晶前にＶ単独、またはＶに加えてＴｉ、Ｎｂの１種または２種を含有する析出物を比較的短時間で微細析出させることにより再結晶フェライト粒を微細化し、強度、伸びおよび伸びフランジ性の確保を特徴とする本願発明とは明らかに技術思想を異にするものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００２−１６１３３６号公報
【特許文献２】特開２００４−２５６８７２号公報
【特許文献３】特開２００４−２３２０２２号公報
【特許文献４】特開２００４−５２０７１号公報
【特許文献５】特開２００５−２１３６０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
そこで本発明の目的は、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善した、より成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
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：３．０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｖ：０．１０〜０．５０％
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、
軟質第１相であるフェライトを面積率で１０〜８０％含むとともに、残留オーステナイト、マルテンサイト、および残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織が、面積率の合計で５％未満（０％を含む）であり、残部が硬質第２相である、焼き戻しマルテンサイトおよび／または焼き戻しベイナイトからなる組織を有し、
前記フェライトの平均粒径が円相当直径で２μｍ以下であり、
前記フェライトと界面を接する前記硬質第２相中に存在する析出物の分布状態が、
円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子は、前記硬質第２相１μｍ２当たり３個以下で、
前記フェライト中に析出物の形で存在するＶを含む粒子のうち、円相当直径８ｎｍ以上２０ｎｍ未満の粒子が、Ｖを含む粒子の全数に対して、個数ベースで６０％以上を占め、
かつ、前記フェライトおよび硬質第２相中に析出物の形で存在するＶを含む粒子のうち、円相当直径２０ｎｍ以上の粒子が、１μｍ２当たり３個以下であり、
引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上で、引張強度ＴＳと伸びＥｌの積ＴＳ×Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以上、かつ、引張強度ＴＳと伸びＥｌと伸びフランジ性λの積ＴＳ×Ｅｌ×λが１００００００ＭＰａ・％・％以上である
ことを特徴とする伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板である。
【００１４】
請求項２に記載の発明は、
成分組成がさらに、Ｔｉおよび／またはＮｂを、下記式１〜３を同時に満足するように含み、
かつ、前記フェライト中に析出物の形で存在するＶ、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上を含む粒子のうち、円相当直径８ｎｍ以上２０ｎｍ未満の粒子が、前記Ｖ、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上を含む粒子の全数に対して、個数ベースで６０％以上を占め、
かつ、前記フェライトおよび前記硬質第２相中に析出物の形で存在するＶ、ＴｉおよびＮｂの１種または２種以上を含む粒子のうち、円相当直径２０ｎｍ以上の粒子が、１μｍ２当たり３個以下である、
請求項１に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板である。
式１：ｌｏｇ（［％Ｔｉ］×［％Ｃ］）＜−１．６
式２：ｌｏｇ（［％Ｎｂ］×［％Ｃ］）＜−２．０
式３：（［％Ｖ］／５１＋［％Ｔｉ］／４８＋［％Ｎｂ］／９３）×５１≦０．５０％
ここに、［％Ｘ］は元素Ｘの含有量（質量％）を意味する。
【００１５】
請求項３に記載の発明は、
成分組成がさらに、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１または２に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板である。
【００１６】
請求項４に記載の発明は、
成分組成がさらに、
Ｍｏ：０．０２〜１．０％、
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１〜３のいずれか１項に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板である。
【００１７】
請求項５に記載の発明は、
成分組成がさらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含むものである請求項１〜４のいずれか１項に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板である。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、主として、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる複相組織鋼において、変形能の高い硬質第２相を適量導入し、さらにフェライトおよび硬質第２相中に存在するＶ単独、またはＶに加えてＴｉ、Ｎｂの１種または２種を含む析出物の存在状態を制御することで、伸びを確保しつつ、伸びフランジ性を改善することが可能となり、伸びと伸びフランジ性のバランスが高められた、より成形性に優れた高強度冷延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】
【００１９】
本発明者らは、主として、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイト（以下、「焼戻しマルテンサイト等」ということあり。）からなる複相組織を有する高強度鋼板に着目し、伸びを確保しつつ伸びフランジ性を改善できれば、上記要望レベルを満足しうる高強度鋼板が得られると考え、強度と伸びと伸びフランジ性の間のバランス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、フェライトの割合のみならず、フェライトおよび硬質第２相中に存在するＶ単独、またはＶに加えてＴｉおよび／もしくはＮｂを含む炭・窒化物（以下、「ＭＸ型化合物」ということあり。）の存在状態を制御することにより、伸び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。
【００２０】
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。
【００２１】
［本発明鋼板の組織］
上述したとおり、本発明鋼板は、上記特許文献２〜５に開示された鋼板と近似の複相組織をベースとするものであるが、特に、フェライトおよび硬質第２相中に存在するＭＸ型化合物の存在状態が制御されている点で、上記特許文献２〜５に開示された鋼板とは相違している。
【００２２】
＜軟質第１相であるフェライト：面積率で１０〜８０％＞
フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
【００２３】
目標とする伸びを確保するためには、フェライトの面積率は１０％以上（好ましくは１５％以上、さらに好ましくは２５％以上）が必要である。ただしフェライトが過剰になると強度が確保できなくなるので、フェライトの面積率は８０％以下（好ましくは７０％以下、さらに好ましくは６０％以下）とする。
【００２４】
なお、フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼においては、強度と伸びのバランスは、フェライトの面積率だけでなく、フェライトの存在形態にも依存する。すなわち、フェライト粒子同士が連結している状態では、変形能の高いフェライト側に応力が集中し、変形をフェライトのみが担うため、強度と伸びの適切なバランスが得られにくい。一方、フェライト粒子が、硬質第２相である焼戻しマルテンサイト粒子および／またはベイナイト粒子に囲まれていると、この硬質第２相が強制的に変形させられるため、該硬質第２相も変形を担うようになり、強度と伸びのバランスが改善される。
【００２５】
フェライトの存在形態は、例えば、面積４００００μｍ２以上の領域において、総長１０００μｍの線分が、フェライト粒界（フェライト粒子同士の界面）またはフェライト−硬質第２相界面と交差する点の数で評価することができる。上記作用を有効に発揮させるための、フェライトの存在形態の好ましい条件は、（「フェライト−硬質第２相界面との交点数」）／（「フェライト粒界との交点数」＋「フェライト−硬質第２相界面との交点数」）が０．５以下である。
【００２６】
＜残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織：面積率の合計で５％未満（０％を含む）、残部：第２相である焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織＞
強度を確保しつつ脆化を防止するには、フェライトを除く領域を、主としてマルテンサイトおよび／またはベイナイトが焼戻しされた組織（焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織）にすることが有効である。その際、残留オーステナイトや焼戻しされていないマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」の表記は、焼戻しされていないマルテンサイトを意味するものとする。）が存在すると、その周囲に応力が集中し、破壊に至りやすくなるので、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびそれらの混合組織をできるだけ少なくすることで伸びフランジ性の劣化を防止できる。
【００２７】
上記作用を有効に発揮させるためには、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびそれらの混合組織は、それらの合計の面積率で５％未満（好ましくは０％）とし、残部を第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織にする。
【００２８】
＜フェライトの平均粒径：円相当直径で２μｍ以下＞
フェライトを微細化させることにより、フェライトと硬質第２相の界面が増加し、応力が分散されるため、伸びフランジ性が改善される。
【００２９】
＜前記フェライトと界面を接する前記硬質第２相中に存在する析出物の分布状態が、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子は、前記硬質第２相１μｍ２当たり３個以下＞
フェライトと界面を接する硬質第２相中に析出したセメンタイトは、破壊の起点になり得る。セメンタイト粒子が粗大になると変形時の応力集中が過大となり伸びフランジ性が確保できなくなるため、伸びフランジ性を確保するためには、セメンタイト粒子のサイズと存在密度を制御する必要がある。
【００３０】
伸びフランジ性を確保するためには、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子は、硬質第２相１μｍ２当たり３個以下、好ましくは２．５個以下、さらに好ましくは２個以下に制限する。
【００３１】
＜前記フェライト中に析出物の形で存在するＶを含む粒子のうち、円相当直径８ｎｍ以上２０ｎｍ未満の粒子が、Ｖを含む粒子の全数に対して、個数ベースで６０％以上＞
Ｖを含む析出物のサイズ制御は、本発明の効果を発揮する上で最も重要な要件である。軟質相であるフェライト中にＶを含む析出物を微細に分散させることにより、フェライトを析出強化させることができる。析出強化量は、下記式４で表される。析出粒子の体積率が大きいほど、また、析出粒子のサイズが小さいほど析出強化量は増加する。フェライトが強化されることにより、複相鋼全体の強度が上昇し、また、フェライトと硬質第２相の強度差が低減され、フェライト−硬質第２相界面での破壊が抑制されることにより伸びフランジ性が改善される。ただし、析出物サイズがある臨界値を下回ると、転位により析出物がせん断されるため、析出強化量は飽和する上、析出粒子のせん断が起こった特定のすべり面を転位が移動しやすくなり、不均一な変形に起因した延性の低下が起こる。
【数１】
0005483562.tif 000002
【００３２】
上記作用を有効に発揮させるには、フェライト中に析出物の形で存在するＶを含む粒子のうち、円相当直径８ｎｍ以上２０ｎｍ未満、好ましくは８ｎｍ以上１７ｎｍ未満、さらに好ましくは８ｎｍ以上１５ｎｍ未満の粒子が個数ベースで６０％以上を占めるように析出物サイズを制御する。
【００３３】
＜前記フェライトおよび硬質第２相中に析出物の形で存在するＶを含む粒子のうち、円相当直径２０ｎｍ以上の粒子が、１μｍ２当たり３個以下＞
ＶＣなどのＶ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の界面に大きな歪が生じ、破壊が発生するようになる。このため、２０ｎｍ以上のＶ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、Ｖを含む粗大な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できる。
【００３４】
上記作用を有効に発揮させるためには、フェライトおよび硬質第２相中に析出物の形で存在するＶを含む粒子のうち、円相当直径２０ｎｍ以上の粒子を、１μｍ２当たり３個以下、好ましくは２個以下、さらに好ましくは１個以下に制限する。
【００３５】
以下、各相の面積率、フェライトの平均粒径、析出物のサイズおよびその存在密度ならびに、フェライトの存在形態の測定方法について説明する。
【００３６】
［各相の面積率の測定］
まず、各相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、点算法で１視野につき１００点の測定を行ってフェライトの面積を求めた。また、画像解析によってセメンタイトを含む領域を硬質第２相とし、残りの領域を、残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織とした。各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。
【００３７】
［フェライトの平均粒径の測定方法］
上記面積率の測定の際に測定した各フェライト粒の面積から、円相当直径を算出して求めた。
【００３８】
［析出物のサイズおよびその存在密度の測定方法］
セメンタイトのサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、２．４μｍ×１．６μｍの領域３視野について倍率５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察した。
【００３９】
そして、フェライトと界面を接する硬質第２相について、画像のコントラストから黒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Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）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。
【００４０】
Ｖ単独、またはＶに加えてＴｉおよび／もしくはＮｂを含む粒子のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、概略９００ｎｍ×７７０ｎｍの領域３視野について倍率１０００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察した。上記セメンタイトの測定方法と同様にして、ＭＸ型化合物について、サイズの測定を行った。なお、ＦＥ−ＴＥＭに付随のＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いて析出物中にＶ、Ｔｉ、Ｎｂが存在していることを確認してサイズ測定を行った。
【００４１】
［フェライトの存在形態の測定方法］
各供試鋼板を鏡面に研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、８０μｍ×６０μｍ領域１０視野中に、それぞれ５０μｍの線分を２０本引き、それらの線分と交わるフェライト粒界の数Ｎαおよびフェライト−硬質第２相界面の数Ｎα−ＴＭを測定する。そして、フェライトの存在形態の評価指標として、粒界および界面に占めるフェライト粒界の割合Ｎα／（Ｎα＋Ｎα−ＴＭ）を求める。Ｎα／（Ｎα＋Ｎα−ＴＭ）の値が小さいということは、フェライト粒子とフェライト粒子が連続している領域が少ないこと、つまり、フェライト粒子が連続せず、硬質第２相に囲まれていることを示している。
【００４２】
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。
【００４３】
［本発明鋼板の成分組成］
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、硬質第２相の面積率および該硬質第２相中に析出するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０５％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．３０％超では焼入れ時に歪が多量に入ることに加え、セメンタイトの量が多くなり、転位が回復しにくくなるため、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。また、溶接性の確保という観点からも、Ｃ量は低いほうが望ましいため、０．３０％を上限とする。
【００４４】
Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１０〜０．２５％、さらに好ましくは０．１４〜０．２０％である。
【００４５】
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）
Ｓｉは、焼戻し時におけるセメンタイト粒子の粗大化を抑制する効果を有し、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する有用な元素である。また、固溶強化により、鋼の強化に寄与するため、要望される強度を得るために有用な元素である。３．０％超ではフェライトが脆くなり、ＴＳ×Ｅｌが低下する。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．５０〜２．５％、さらに好ましくは１．０〜２．２％である。
【００４６】
Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有し、固溶強化に寄与することに加え、硬質第２相の変形能を高めることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する。また、焼入れ性を高めることで、硬質第２相が得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。０．１％未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、５．０％超とすると逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．５〜２．５％、さらに好ましくは１．２〜２．２％である。
【００４７】
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％、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００４８】
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。
【００４９】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも不純物として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低いほうが好ましく、０．０１％以下とする。
【００５０】
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは脱酸元素として添加され、介在物を微細化する効果を有する。また、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や伸びフランジ性の劣化を防止する。０．００１％未満では鋼中の固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、０．１％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、硬質第２相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。
【００５１】
Ｖ：０．１０〜０．５０％
Ｖは、微細なＭＸ型化合物（炭化物、窒化物、および炭窒化物の総称）を形成し、この微細なＭＸ型化合物が焼鈍の際の加熱時に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、フェライト粒の微細化に寄与し、熱間圧延後の組織を微細化することにより、伸びフランジ性を高める。Ｖ含有量が上記上限値を超えると、粗大なＭＸ型化合物が析出しやすくなり、前述のとおり、穴拡げ時に破壊の起点となるため、伸びフランジ性を劣化させる。また、これらの元素は再結晶を強く抑制する作用を有するため、添加量が上記上限値を超えると、熱間圧延時に加工された組織を焼鈍時に再結晶させることができず、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。一方、Ｖ含有量が上記下限値を下回ると、上記フェライト粒の微細化効果が十分に得られず、また、前述の析出強化効果が十分に得られないため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。
【００５２】
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。
【００５３】
Ｔｉおよび／またはＮｂを、下記再掲式１〜３を同時に満足するように含有
再掲式１：ｌｏｇ（［％Ｔｉ］×［％Ｃ］）＜−１．６
再掲式２：ｌｏｇ（［％Ｎｂ］×［％Ｃ］）＜−２．０
再掲式３：（［％Ｖ］／５１＋［％Ｔｉ］／４８＋［％Ｎｂ］／９３）×５１≦０．５０％
ここに、［％Ｘ］は元素Ｘの含有量（質量％）を意味する。
ＴｉおよびＮｂは、Ｖと同様、微細なＭＸ型化合物を形成し、この微細なＭＸ型化合物が焼鈍の際の加熱時に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、フェライト粒の微細化に寄与し、熱間圧延後の組織を微細化することにより、伸びフランジ性を高める。ＴｉおよびＮｂと炭素との溶解度積が１２００℃加熱時（後記［本発明鋼板の好ましい製造方法］の［熱間圧延条件］を参照）における平衡溶解度積より小さくなければ（すなわち、上記式１および２を満たさなければ）、熱間圧延前のスラブの加熱時点で未固溶のＴｉ、Ｎｂが粗大な炭化物として残るため、前述のとおり、穴拡げ時に破壊の起点となり、伸びフランジ性を劣化させる。また、ＴｉおよびＮｂ添加によるＶ換算合計含有量が上記式３の上限値を超えると、粗大なＭＸ型化合物が析出しやすくなり、伸びフランジ性を劣化させる。また、これらの元素は再結晶を強く抑制する作用を有するため、添加量が上記上限値を超えると、熱間圧延時に加工された組織を焼鈍時に再結晶させることができず、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。
【００５４】
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、セメンタイトの成長を抑制することで、伸びフランジ性を改善できる有用な元素である。０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮できず、一方、１．０％を超える添加では、粗大なＣｒ７Ｃ３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。
【００５５】
Ｍｏ：０．０２〜１．０％、
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、固溶強化により成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも０．０５％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１．０％を超える添加ではコストが高くなりすぎる。
【００５６】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
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によって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する。
【００５７】
次に本発明鋼板を得るための好ましい製造条件を以下に説明する。
【００５８】
［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を行う。
【００５９】
［熱間圧延条件］
熱間圧延条件としては、スラブを１２００℃以上で１２００ｓ以上保持し、仕上げ圧延終了温度：９００℃以上、好ましくは１０００℃以上にて熱間圧延したのち、巻取温度まで７０℃／ｓ以上で急冷を行い、マルテンサイトまたはベイナイトまたはこれらの混合物である低温変態相を形成させ、巻取温度：４５０℃以下で巻き取る。
熱間圧延中にＭＸ型化合物の析出が起こらないようにしたうえで、その後の焼鈍の際の加熱過程でＭＸ型化合物を微細に析出させることで、析出強化により強度を上昇させると同時に、ＭＸ型化合物が破壊の起点となることなく組織を微細化することができ、伸びフランジ性を改善できる。
【００６０】
＜スラブを１２００℃以上で１２００ｓ以上保持＞
圧延前に高温に保持しなければ、ＭＸ型化合物が未固溶のまま析出物として残り、該析出物が破壊の起点となり、伸びフランジ性が劣化する。
【００６１】
＜仕上げ圧延終了温度：９００℃以上、好ましくは１０００℃以上＞
仕上げ圧延終了温度が９００℃未満では、熱間圧延中にＭＸ型化合物が析出し、その後の焼鈍の際の加熱過程で該析出物が成長して粗大化し、析出強化に寄与する微細析出物の体積率が減少すると同時に、粗大化した該析出物が破壊の起点となり、伸びフランジ性が劣化する。
【００６２】
＜巻取温度まで７０℃／ｓ以上で急冷＞
仕上げ圧延終了後、巻取温度までの冷却速度が７０℃／ｓ未満となると、冷却中にフェライト変態が起こり、形成されたフェライト中に析出物が形成され、その後の焼鈍の際の加熱過程で該析出物が粗大化し、析出強化に寄与する微細析出物の体積率が減少すると同時に、粗大化した該析出物が破壊の起点となり、伸びフランジ性が劣化する。
【００６３】
＜巻取温度：４５０℃以下＞
巻取温度が４５０℃超となると、巻取中に析出物が形成ないし粗大化し、析出強化に寄与する微細析出物の体積率が減少すると同時に、粗大化した該析出物が破壊の起点となり、伸びフランジ性が劣化する。
【００６４】
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（以下、「冷延率」ともいう。）は３０％程度以上とするのがよい。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。
【００６５】
［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、５５０〜６００℃の温度域にて６０ｓ以上３００ｓ以下保持し、６００℃〜Ａｃ１の温度域を５℃／ｓ以上、３０℃／ｓ以下の速度で昇温し、焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］〜Ａｃ３にて、焼鈍保持時間：３００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度からＭｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する。
【００６６】
＜５５０〜６００℃の温度域にて６０ｓ以上３００ｓ以下保持＞
フェライトの再結晶前にＭＸ型化合物を均一・微細に析出させ、後の再結晶時にフェライト粒を微細化させるためである。滞在時間が６０ｓ以下では微細析出が十分に起こらず、再結晶時のフェライト粒微細化が得られない。また、滞在時間が３００ｓを超えると、析出物の粗大化が進行し、所望の強度、伸びフランジ性が得られない。
【００６７】
＜６００℃〜Ａｃ１の温度域を５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の速度で昇温＞
逆変態前にフェライトの回復・再結晶を促進させ、フェライト中の歪を開放させるためである。５℃／ｓ未満の昇温速度では、ＭＸ型化合物の粗大化が進行し、所望の強度、伸びフランジ性が得られない。また、３０℃／ｓ超の昇温速度では十分にフェライトの回復・再結晶が進行せず、所望の伸びが得られない。
【００６８】
＜焼鈍加熱温度：［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］〜Ａｃ３にて、焼鈍保持時間：３００ｓ以下保持＞
焼鈍加熱時に面積率２０％以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質第２相を変態生成させるためである。
【００６９】
焼鈍加熱温度が［（８×Ａｃ１＋２×Ａｃ３）／１０］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硬質第２相の量が確保できなくなり、一方、Ａｃ３を超える加熱では、フェライト相が消失し、伸びが得られなくなる。
【００７０】
また、焼鈍保持時間が３００ｓを超えると、ＭＸ型化合物の粗大化が起こり、十分な析出強化効果が得られないと同時に、粗大化した該析出物が破壊の起点となり、伸びフランジ性が劣化する。
【００７１】
焼鈍加熱温度の好ましい上限は［（１×Ａｃ１＋９×Ａｃ３）／１０］℃である。焼鈍加熱段階でＡｃ１点よりもＡｃ３点寄りの温度とし、オーステナイトの割合を高くすると、フェライトがオーステナイトで囲まれた組織になるため、最終組織はフェライトが硬質第２相で囲まれた好ましい組織になる。
【００７２】
＜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が形成されることを抑制し、硬質第２相を得るためである。
【００７３】
Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させるか、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。
【００７４】
［焼戻し条件］
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：４２０℃以上６７０℃未満までの間を５℃／ｓ超の加熱速度で加熱し、［焼戻し加熱温度−１０℃］〜焼戻し加熱温度の間の温度領域に存在する時間（焼戻し保持時間）：２０ｓ以下とした後、５℃／ｓ超の冷却速度で冷却すればよい。
【００７５】
フェライトおよび硬質第２相中の歪の減少速度は温度に強く依存する一方、セメンタイト粒子のサイズは時間に依存する。したがって、歪を開放しつつ、セメンタイトの粗大化を抑制するためには、焼戻し加熱温度を高くし、焼戻し保持時間を短くすることが有効である。
【００７６】
＜上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：４２０℃以上６７０℃未満までの間を５℃／ｓ超の加熱速度で加熱＞
加熱速度が５℃／ｓ以下の場合、加熱中にセメンタイトの核生成・成長が起こり、粗大なセメンタイトが形成され、伸びフランジ性が確保できなくなる。
【００７７】
＜焼戻し加熱温度：４２０℃以上６７０℃未満、焼戻し保持時間：２０ｓ以下＞
焼戻し加熱温度が４２０℃未満では、フェライトないし硬質第２相中の歪が十分に開放されず、伸びおよび伸びフランジ性が確保できなくなる。一方、焼戻し加熱温度が６７０℃以上、あるいは、焼戻し保持時間が２０ｓを超えると、硬質第２相の強度が不足するとともに、セメンタイト、ＭＸ型化合物が粗大化し、強度および伸びフランジ性が確保できなくなる。
焼戻し加熱温度の好ましい範囲は４５０℃以上６５０℃未満、さらに好ましい範囲は４５０℃以上６００℃未満であり、焼戻し保持時間の好ましい範囲は１０ｓ以下、さらに好ましくは５ｓ以下である。
【実施例】
【００７８】
下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作製した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、下記表２に示す熱間圧延条件にて、再度熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２に示す焼鈍条件および焼戻し条件にて熱処理を施した。
【００７９】
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、フェライトの平均粒径および存在形態、ならびに、セメンタイトおよびＭＸ型化合物のサイズおよびその存在数を測定した。
【００８０】
また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、および伸びフランジ性λを測定した。なお、引張強度ＴＳ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号試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１の則り、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。
【００８１】
測定結果を表３および表４に示す。
【表１】
0005483562.tif 000003
【表２】
0005483562.tif 000004
【表３】
0005483562.tif 000005
【表４】
0005483562.tif 000006
【００８２】
表３および表４に示すように、本発明例であるＮｏ．１〜５、１５、１９〜２３、３３、３６〜３８、４０、４１、４３、４５〜４９は、いずれも引張強度が９８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λが１００００００ＭＰａ・％・％以上を充足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板が得られた。
【００８３】
これに対して、比較例であるＮｏ．６〜１４、１６〜１８、２４〜３２、３４、３５、３９、４２、４４はＴＳ、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌ×λの少なくともいずれかが劣っている。
【００８４】
例えば、Ｎｏ．６〜９、１２〜１４、２４〜２７および３０〜３２は、熱間圧延条件、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、ＴＳ、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌ×λの少なくともいずれかが劣っている。また、Ｎｏ．１０、１１、２８、２９は、熱間圧延条件、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、ＴＳ、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌ×λの少なくともいずれかが劣っている。
【００８５】
Ｎｏ．１６および３４は、ＭＸ型化合物を形成するマイクロアロイ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）を含有していないため、フェライトの微細化効果および析出強化効果が得られず、ＴＳ×Ｅｌが劣っている。
【００８６】
Ｎｏ．１７および３５は、ＴｉまたはＮｂの添加量の上限を超えているため、粗大なＭＸ型化合物が形成され伸びフランジ性が劣化したため、ＴＳ×Ｅｌ×λが劣っている。
【００８７】
Ｎｏ．１８はＣ含有量が低すぎることにより、ＴＳ、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌ×λがいずれも劣っている。
【００８８】
Ｎｏ．３９はＳｉ含有量が高すぎることにより、伸び、伸びフランジ性ともに劣化し、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌ×λが劣っている。
【００８９】
Ｎｏ．４２はＭｎ含有量が高すぎることにより、逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶できなくなるため、伸び、伸びフランジ性ともに劣化し、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌ×λが劣っている。
【００９０】
Ｎｏ．４４はＣ含有量が高すぎることにより、粗大化した、セメンタイト粒子およびＭＸ型化合物が多くなりすぎるため、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌ×λが劣っている。