(57)【要約】【課題】高い延性を有し、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板等を提供すること。【解決手段】高強度冷延鋼板は、成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．４％以上０．８％以下、Ｍｎ：１．６％以上２．０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有するとともに、金属組織における等軸フェライトの体積率が５０％以上であり、マルテンサイトの体積率が５％以上１５％以下であり、残留オーステナイト相の体積率が１％以上５％以下、残留オーステナイト相の平均粒径が１０μｍ以下、残留オーステナイト相のアスペクト比が５以下であって、残部組織がベイナイトおよび／またはパーライトからなる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．４％以上０．８％以下、Ｍｎ：１．６％以上２．０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有するとともに、金属組織における等軸フェライトの体積率が５０％以上であり、マルテンサイトの体積率が５％以上１５％以下であり、残留オーステナイト相の体積率が１％以上５％以下、残留オーステナイト相の平均粒径が１０μｍ以下、残留オーステナイト相のアスペクト比が５以下であって、残部組織がベイナイトおよび／またはパーライトからなることを特徴とする高強度冷延鋼板。
【請求項２】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１％以下、およびＺｒ：０．００１％以上０．１％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項３】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下および／またはＢ：０．０００１％以上０．００２０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延および冷間圧延した後、７５０℃以上８７０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で１０ｓｅｃ以上保持した後、６００℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以下で冷却し、続けて３５０℃以上５００℃以下の温度域まで平均冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、該温度域で１０ｓｅｃ以上保持した後、室温まで冷却することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の製造分野では、地球環境保全の観点から、ＣＯ2排出量の削減に向けた燃費改善等のための自動車車体の軽量化が強く求められている。その一方で、乗員の安全確保の観点から、衝撃に対する自動車車体の強化が当然に求められる。このような自動車車体の軽量化と高強度化とを両立させるため、従来から、車体材料である鋼板の高強度化が図られるとともに、剛性が問題とならない範囲での板厚の薄肉化が図られている。
【０００３】
ところで、一般に、高強度鋼板は、軟質鋼板と比較して延性が劣るため、プレス成形等の成形加工が困難である。このため、前述のような鋼板の高強度化、薄肉化に加え、高延性化に対する要望も高まっている。こうした要求に答えるため、これまでに、γ相（オーステナイト相）を室温で安定に残留させるようにし、この残留オーステナイト相（残留γ相とも表記する。）が塑性加工時等にマルテンサイトに変態することによって高い延性を示す変態誘起塑性（ＴＲＩＰ現象）を利用したいわゆるＴＲＩＰ鋼が提案されている（例えば特許文献１，２を参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１−２３０７１５号公報
【特許文献２】特開平１−２７２７２０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記したＴＲＩＰ鋼では、成形時に変態した残留オーステナイトが過度に硬化することに起因し、伸びフランジ性が劣るという問題があった。
【０００６】
本発明は、上記に鑑みてなされたものであって、高い延性を有し、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の発明者等は、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、鋼の成分組成を調整するとともに、等軸フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト相の体積率や残留オーステナイト相の形態を制御することで、延性が高く伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板が得られることを知見し、以下のことを見出した。ここで、本発明において高強度冷延鋼板とは、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上、全伸びＥｌが３０％以上、穴広げ率λが６０％以上である鋼板のことをいう。
【０００８】
すなわち、上記した課題を解決し、目的を達成するため、本発明にかかる高強度冷延鋼板は、成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．４％以上０．８％以下、Ｍｎ：１．６％以上２．０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有するとともに、金属組織における等軸フェライトの体積率が５０％以上であり、マルテンサイトの体積率が５％以上１５％以下であり、残留オーステナイト相の体積率が１％以上５％以下、残留オーステナイト相の平均粒径が１０μｍ以下、残留オーステナイト相のアスペクト比が５以下であって、残部組織がベイナイトおよび／またはパーライトからなることを特徴とする。
【０００９】
また、本発明にかかる高強度冷延鋼板は、上記発明において、成分組成として、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１％以下、およびＺｒ：０．００１％以上０．１％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１０】
また、本発明にかかる高強度冷延鋼板は、上記発明において、成分組成として、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下および／またはＢ：０．０００１％以上０．００２０％以下を含有することを特徴とする。
【００１１】
また、本発明にかかる高強度冷延鋼板の製造方法は、上記発明の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延および冷間圧延した後、７５０℃以上８７０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で１０ｓｅｃ以上保持した後、６００℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以下で冷却し、続けて３５０℃以上５００℃以下の温度域まで平均冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、該温度域で１０ｓｅｃ以上保持した後、室温まで冷却することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、高い延性を有し、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下、本発明にかかる高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法をその成分組成、金属組織、および製造方法に分けて詳細に説明する。
【００１４】
先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
【００１５】
（Ｃの含有量）
Ｃ（炭素）は、マルテンサイト相を硬化させて鋼板の強度を高める効果や、γ相を常温で安定化させてＴＲＩＰ現象を発現させる効果がある。ただし、Ｃの含有量が０．０６％未満ではその効果が十分に得られない。一方、Ｃの含有量が０．１２％を超えると伸びフランジ性が劣化する。これは、鋼中のＣ量が高いとマルテンサイト相および変態後の残留オーステナイト相の硬度が高くなり、成形時に割れの起点となるためである。したがって、Ｃの含有量は、０．０６％以上０．１２％以下の範囲内とする。より強度を安定化させるためには、Ｃの含有量は、０．０８％以上とするのが望ましい。また、鋳造割れの抑制のためには、Ｃの含有量は、０．１０％以下とするのが望ましい。
【００１６】
（Ｓｉの含有量）
Ｓｉ（ケイ素）は、焼鈍工程において鉄炭化物の生成を抑制し、γ相中へのＣ濃化を高める効果がある。ただし、Ｓｉの含有量が０．４％未満ではその効果が十分に得られない。一方で、Ｓｉの含有量が０．８％を超えると、前述の効果が飽和するだけでなく、鋼板の化成処理性を劣化させる原因となる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．４％以上０．８％以下の範囲内とする。さらに、伸びを安定的に向上させるためには、Ｓｉの含有量は、０．５％以上が望ましい。また、化成処理性の安定化のためには、Ｓｉの含有量は、０．６％以下とするのが望ましい。
【００１７】
（Ｍｎの含有量）
Ｍｎ（マンガン）は、焼鈍工程においてγ相の体積率およびγ相中のＣ量を適正化し、鋼板の高強度化とＴＲＩＰ現象の発現を促進する効果がある。ただし、Ｍｎの含有量が１．６％未満になると、γ相が少なくなりすぎて強度が低下してしまい、所望の引張強度、具体的には、５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを達成することができない。一方で、Ｍｎの含有量が２．０％を超えるとマルテンサイトの体積率が高くなるため、引張強度が必要以上に上昇し、伸びが劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は、１．６％以上２．０％以下の範囲内とする。
【００１８】
（Ｃｒの含有量）
Ｃｒ（クロム）は、焼鈍工程でのγ相からのα相（フェライト相）の生成速度を低下させる効果がある。特に、Ｖ（バナジウム）とともに複合添加すると、焼鈍工程での均熱保持後の冷却速度に関わらずマルテンサイトと残留オーステナイトの生成量を安定化させる効果がある。ただし、Ｃｒの含有量が０．０１％未満ではその効果が十分に得られない。一方、Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、マルテンサイトの生成量が多くなりすぎてＴＲＩＰ現象の発現が抑制されてしまう。したがって、Ｃｒの含有量は、０．０１％以上１．０％以下の範囲内とする。さらに上記効果を高めるためには、Ｃｒの含有量は、０．５％以上であることが望ましい。また、化成処理性の観点からは、Ｃｒの含有量は、０．７％以下が望ましい。
【００１９】
（Ｖの含有量）
Ｖは、焼入れ強化元素であり、熱延工程で炭化物を形成し、鋼を高強度化する。特に、上記したＣｒとともに複合添加すると、強度上昇の効果が高い。ただし、Ｖの含有量が０．００１％未満ではその効果が十分に得られず、一方で、０．１％を超えると生成する炭化物が粗大化して伸びが劣化する。したがって、Ｖの含有量は、０．００１％以上０．１％以下の範囲内とする。さらに上記効果を高めるためには、Ｖの含有量は、０．０４％以上が好ましい。一方、伸びをさらに高めるためには、Ｖの含有量は、０．０６％以下が望ましい。
【００２０】
（Ｐの含有量）
Ｐ（リン）は、原料から混入する不純物であり、スポット溶接強度を劣化させる原因となる。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、このスポット溶接強度の劣化が顕著となる。したがって、Ｐの含有量は、０．０５％以下の範囲内とする。さらに、精錬コストの観点からは、Ｐの含有量は、０．００５％以上が望ましい。また、スポット溶接性をより効果的に改善するためには、Ｐの含有量は、０．０２％以下とするのが望ましい。さらに好ましくは、０．０１％以下である。
【００２１】
（Ｓの含有量）
Ｓ（硫黄）は、原料から混入する不純物であり、Ｐと同様にスポット溶接強度を劣化させる原因となる。Ｓの含有量が０．０１％を超えると、このスポット溶接強度の劣化が顕著となる。したがって、Ｓの含有量は、０．０１％以下の範囲内とする。さらに、精錬コストの観点からは、Ｓの含有量は、０．００１％以上が望ましい。また、スポット溶接性をより効果的に改善するためには、Ｓの含有量は、０．００５％以下とするのが望ましい。
【００２２】
（Ｓｏｌ．Ａｌの含有量）
Ａｌ（アルミニウム）は、製鋼工程において脱酸の目的で添加される元素であるが、Ｓｏｌ．Ａｌ（固溶アルミニウム；ｓｏｌｕｂｌｅ  Ａｌ）の含有量が０．０１％未満ではその効果が十分に得られない。一方、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．５％を超えると、前述の効果が飽和するだけでなく製造コストの増加を招く。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．０１％以上０．５％以下の範囲内とする。さらに、不純物Ｎの無害化のためには、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．０３％以上が望ましい。また、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．１％以上では連続鋳造性が劣化することが懸念されるため、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．１％未満が望ましい。
【００２３】
（Ｎの含有量）
Ｎ（窒素）は、不純物であり、伸びおよび耐時効特性を劣化させる。Ｎの含有量が０．００５％を超えると前述の特性劣化が顕著となる。したがって、Ｎの含有量は、０．００５％以下の範囲内とする。さらに、精錬コストの観点からは、Ｎの含有量は、０．００１％以上が望ましい。また、伸びの安定化のためには、Ｎの含有量は、０．００４％以下が望ましい。
【００２４】
（Ｔｉ、Ｎｂ、およびＺｒの含有量）
Ｔｉ（チタン）、Ｎｂ（ニオブ）、およびＺｒ（ジルコニウム）は、析出強化元素であり、熱延工程で炭化物を生成し、強度上昇の効果がある。Ｔｉ、Ｎｂ、およびＺｒのいずれの元素についても、その含有量が０．００１％未満になるとその効果が十分に得られない。一方で、０．１％を超えて過剰に添加すると生成する炭化物が粗大化して伸びの劣化を招く。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＺｒを添加する場合には、その含有量は、それぞれ０．００１％以上０．１％以下の範囲内とする。さらに、強度上昇の効果を高めるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＺｒの含有量は、それぞれ０．０１％以上が好ましい。また、伸びの低下を抑えるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＺｒの含有量は、それぞれ０．０６％以下が望ましい。
【００２５】
（ＭｏおよびＢの含有量）
Ｍｏ（モリブデン）およびＢ（ホウ素）は、焼鈍工程でのγ相からのα相の生成速度を低下させる効果があり、焼鈍工程での均熱保持後の冷却速度に関わらずマルテンサイトと残留オーステナイトの生成量を安定化させる効果がある。ただし、Ｍｏは、その含有量が０．０１％未満になるとその効果が十分に得られない。一方で、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、マルテンサイトの生成量が多くなりすぎてＴＲＩＰ現象の発現が抑制されてしまう。また、Ｂの場合は、その含有量が０．０００１％未満になると前述の効果が十分に得られない。一方、Ｂの含有量が０．００２０％を超えると、マルテンサイトの生成量が多くなりすぎてＴＲＩＰ現象の発現が抑制されてしまう。したがって、Ｍｏを添加する場合には、その含有量は、０．０１％以上０．５％以下の範囲内とし、Ｂを添加する場合には、その含有量は、０．０００１％以上０．００２０％以下の範囲内とする。
【００２６】
以上に含有量を示した成分以外の残部は、鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる。なお、本発明の効果を害しない範囲であれば、上記以外の他の成分の含有を拒むものではない。
【００２７】
次に、金属組織について説明する。なお、本発明では、金属組織として、等軸フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライトをそれぞれ等軸フェライト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相、ベイナイト相、パーライト相と称する場合もある。
【００２８】
（等軸フェライトの体積率）
等軸フェライトは、延性に富み、複合組織化により伸びを向上させる効果がある。ただし、その体積率が５０％未満ではその効果が十分に得られない。したがって、等軸フェライトの体積率は、５０％以上とする。この等軸フェライトの体積率は、鋼板の断面を鏡面研磨し、腐食した後に、例えばＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて得た観察画像を画像処理して解析することで定量化できる。
【００２９】
（マルテンサイトの体積率）
マルテンサイトは、強度を向上させるため重要な組織であり、その体積率が５％未満では十分な強度が得られない。一方で、マルテンサイトの体積率が１５％を超えると、伸びおよび伸びフランジ性が劣化する。したがって、マルテンサイトの体積率は、５％以上１５％以下とする。なお、ここでいうマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトを含む。
【００３０】
（残留オーステナイト相の体積率）
残留オーステナイト相は、ＴＲＩＰ現象を発現するために必須である。ただし、残留オーステナイト相の体積率が１％未満ではＴＲＩＰ現象の発現効果が十分に得られない。一方で、残留オーステナイト相の体積率が５％を超えると、成形時に変態した残留オーステナイトが亀裂の起点となり、伸びフランジ性を劣化させてしまう。したがって、残留オーステナイト相の体積率は、１％以上５％以下とする。この残留オーステナイト相の体積率は、鋼板の断面を鏡面研磨した後、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法を用いて求めることができる。
【００３１】
（残留オーステナイト相の平均粒径）
残留オーステナイトの結晶粒径が粗大になると、成形時においてこの大きな残留オーステナイトの変態部分が亀裂の起点となり、伸びフランジ性を劣化させてしまう。したがって、残留オーステナイト相の平均粒径は、１０μｍ以下とする。この残留オーステナイト相の平均粒径は、鋼板の断面を鏡面研磨した後、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法を用いて求めることができる。
【００３２】
（残留オーステナイト相のアスペクト比）
残留オーステナイト相のアスペクト比が大きくなると、成形時に変態した残留オーステナイト周辺に応力集中が起こり易やすく、亀裂の起点となり得るため、伸びフランジ性を劣化させてしまう。したがって、残留オーステナイト相のアスペクト比は、５以下とする。この残留オーステナイト相のアスペクト比は、鋼板の断面を鏡面研磨した後、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法を用いて求めることができる。
【００３３】
以上に示した金属組織以外の残部組織は、ベイナイトおよび／またはパーライトからなる。ベイナイトは、ベイニティックフェライトと微細炭化物を含む組織である。パーライトは、フェライトとセメンタイトの層状組織である。
【００３４】
本発明では、上記成分組成の鋼を上記金属組織に制御することで、高い延性を有し、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を得る。次に、このような高強度冷延鋼板を得るための製造方法の一実施形態について説明する。
【００３５】
本製造方法では、連続鋳造または造塊で溶製された上記成分組成の鋼スラブ（鋼素材）を熱間圧延し（熱間圧延工程）、巻取工程、冷間圧延工程を経て得られた鋼帯を熱処理する（焼鈍工程）。すなわち、焼鈍工程として、先ず、７５０℃以上８７０℃以下の温度域に加熱し（加熱工程）、該温度域で１０ｓｅｃ以上保持した後（均熱工程）、６００℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以下で冷却し（１次冷却工程）、続けて３５０℃以上５００℃以下の温度域まで平均冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で冷却し（２次冷却工程）、該温度域で１０ｓｅｃ以上保持する（２次冷却後の保持工程）。以上の熱処理の後、室温まで冷却する。本製造方法によって、高い延性を有し、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。
【００３６】
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、上記成分組成の鋼スラブをそのまま熱間圧延し、あるいは一旦冷却した後に再度加熱して熱間圧延を行う。熱間圧延における最終圧延温度は、Ａｒ3変態点以上８９０℃以下が望ましい。熱間圧延後の組織を微細化することによって、焼鈍段階における炭化物の溶解速度を向上させ、γ相を安定化させるためである。
【００３７】
（巻取工程）
続く巻取工程では、得られた熱延板を冷却した後巻き取る。巻取温度は、６１０℃以下が望ましい。組織を微細化することによって、焼鈍段階における炭化物の溶解速度を向上させ、γ相を安定化させるためである。
【００３８】
（冷間圧延工程）
続く冷間圧延工程では、冷間圧延を行って所望の板厚とする。冷間圧延率は、４０％以上が望ましい。組織を微細化することによって、焼鈍段階における炭化物の溶解速度を向上させ、γ相を安定化させるためである。また、前記巻取工程の後、冷間圧延工程の前に、鋼板表面のスケール（酸化膜）を除去するために鋼板に酸洗処理（酸洗工程）を施してもよい。
【００３９】
（加熱工程／均熱工程）
加熱工程／均熱工程での加熱温度および均熱温度が７５０℃未満になると十分な量のγ相が生成せず、強度の低下を招く。一方で、加熱温度および均熱温度が８７０℃を超えるとγ相が単相化し、組織が粗大化するため伸びが劣化する。したがって、加熱温度および均熱温度は、７５０℃以上８７０℃以下の温度域とする。製造安定性の観点からは、８００℃以上８３０℃以下の温度域とするのが望ましい。また、均熱工程において均熱温度に保持する時間（均熱時間）は、１０ｓｅｃ以上とする。均熱時間が１０ｓｅｃ未満になると十分な量のγ相が生成せず、強度の低下を招くためである。
【００４０】
（１次冷却工程）
１次冷却工程での冷却により、α相の生成を促進し、γ相中のＣ量を高めてＴＲＩＰ効果を促進させる。この１次冷却工程での冷却時における冷却速度（１次冷却速度）が２０℃／ｓｅｃを超えるとその効果が十分に得られず、延性が低下する。したがって、１次冷却工程での冷却は、６００℃以上７００℃以下の温度域まで平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以下で行う。
【００４１】
（２次冷却工程）
２次冷却工程での冷却により、パーライト相の生成を抑制する。パーライト相が生成すると、強度が低下するだけでなく、γ相の生成量が減少し、伸びが劣化する。したがって、２次冷却工程での冷却は、３５０℃以上５００℃以下の温度域まで平均冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で行う。
【００４２】
（２次冷却後の保持工程）
続く２次冷却後の保持工程では、ベイナイト相を生成させ、残留γ相を安定化させる。これにより、ＴＲＩＰ現象の発現を促進でき、鋼板の延性を高めることができる。この２次冷却後の保持工程において２次冷却工程での温度域である３５０℃以上５００℃以下の温度域に保持する時間（保持時間）は、１０ｓｅｃ以上とする。保持時間が１０ｓｅｃ未満になると前述の効果が十分に得られず、伸びが劣化するためである。
【００４３】
なお、２次冷却後の保持工程の後、室温まで冷却した後で、降伏点伸びをなくすために調質圧延を行うことが望ましい。この調質圧延は、伸長率０．１％〜１．０％の範囲で行うのがよい。また、必要に応じて得られた鋼板の表面に電気めっきや溶融亜鉛めっき、または固形潤滑剤等を塗布してもよい。
【００４４】
以下、本発明の実施例について説明する。表１に、本実施例において供試材とする本発明例および比較例の鋼の化学成分の成分組成（質量％）を示す。なお、表１中、本発明の範囲外の値には下線を付して示している。また、表１中の「ｔｒ．」は、トレースエレメント（微量元素）を意味する。
【表１】
2014019928.tif 000002
【００４５】
〔実施例１〕
実施例１では、表１に示す化学成分の成分組成を有する鋼塊を溶解、鋳造したものを先ず１２５０℃に加熱し、熱間圧延を行って板厚を２．８ｍｍとした。熱間圧延における最終パス出側温度は８６０℃であった。続いて、２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却した後、６００℃で巻き取りを模擬し、１時間保持してから炉冷した。続いて、酸洗、冷間圧延を行って板厚を１．２ｍｍとし、その後連続焼鈍を模擬した熱処理を行った。この熱処理では、２０℃／ｓｅｃの平均加熱速度で８１０℃まで加熱し、３００ｓｅｃ保持した。続いて、１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で７００℃まで冷却し、続けて１５℃／ｓｅｃの平均冷却速度で４００℃まで冷却し、４８０ｓｅｃ保持した。そして、室温まで冷却した後、伸長率０．３％の調質圧延を行った。
【００４６】
そして、以上のようにして得られた各鋼板を供試材とし、等軸フェライトの体積率と、マルテンサイトの体積率と、残留オーステナイト相の体積率、平均粒径およびアスペクト比と、残部組織とを取得するとともに、その引張特性、穴広げ率、化成処理性の各特性を評価した。その結果を表２に示す。なお、表２中「残部組織」の項目において、「Ｂ」はベイナイト、「Ｐ」はパーライトを表す。また、表２中において、本発明の範囲外の値および特性が優れない値には下線を付して示している。
【表２】
2014019928.tif 000003
【００４７】
ここで、金属組織は、圧延方向と平行に切り出した断面を鏡面研磨し、３％ナイタールで腐食した後、日本電子株式会社製／ＳＥＭ（ＪＳＭ-８４０Ｆ）を用いて倍率１０００倍で撮影した像から、点算法（日本金属学会報，１０（１９７１），２７９．定量金属組織学／佐久間健人，西沢泰二）により、３視野平均（測定点は各視野１０００点）で、等軸フェライトおよびマルテンサイトの体積率を測定した。また、同時にベイナイトおよびパーライトを同定した。残留オーステナイト相の体積率、平均粒径およびアスペクト比は、上記サンプルを日本電子株式会社製／ＳＥＭ（ＪＳＭ-７００１ＦＡ）およびＴＳＬソリューションズ製／ＥＢＳＤ装置（ＶＥ１０００ＳＩＴ）で得られた倍率１００００倍の撮影像１０視野から、付属ソフトＯＩＭ  Ｖｅｒ．５を用いて測定した。残留オーステナイト相の体積率は、同ソフトのＰｈａｓｅ  Ｍａｐ機能からオーステナイトの分率を測定して得た。残留オーステナイト相の平均粒径は、同ソフトのＧｒａｉｎ  Ｃｈａｒｔ機能を用いて求めた。残留オーステナイト相のアスペクト比は、同イメージから全オーステナイト結晶粒の長径と短径を測定して、長径／短径の平均値として求めた。
【００４８】
引張特性は、引張方向が鋼板の圧延方向と直交する方向となるように採取したＪＩＳ５号試験片（ＪＩＳＺ２２０１）を用いてＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）に準拠して引張試験を行い、降伏強度ＹＰ、引張強度ＴＳ、全伸びＥｌを測定して評価した。穴広げ率λ（％）は、伸びフランジ性の評価指標であり、ここでは、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６に準拠して穴広げ試験を行い、評価した。化成処理性は、市販のアルカリ脱脂液（日本パーカライジング株式会社製／ファインクリーナーＦＣ−Ｅ２００１）で脱脂し、次に、表面調整液（日本パーカライジング株式会社製／ＰＬ−ＺＴＨ）に浸漬し、リン酸塩処理（日本パーカライジング株式会社製／パルボンドＰＢ−Ｌ３０８０）を、浴温：４３℃、処理時間：１２０秒の条件で浸漬し化成処理を行い、日本電子株式会社製／ＳＥＭ（ＪＥＭ−８４０Ｆ）によるＳＥＭ像を目視によって確認することで化成結晶粒の緻密度を評価した。ここで、化成結晶の被覆率が１００％でない場合を「×」、被覆率が１００％、かつ化成結晶粒が不均一で化成結晶の粒径の最大値が４μｍを超えるものを「△」、被覆率が１００％、かつ化成結晶粒が均一で化成結晶の粒径が４μｍ以下のものを「○」として３段階で評価し、「△」または「○」を良好と判断した。
【００４９】
表２に示すように、本発明例では、引張特性および穴広げ率はともに良好な評価が得られた。具体的には、本発明例では、いずれも引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上、全伸びＥｌが３０％以上、穴広げ率λが６０％以上であり、良好であった。また、化成処理性も良好な評価が得られた。
【００５０】
これに対し、比較例では、引張特性、穴広げ率および化成処理性のうちの１つ以上の特性について良好な評価が得られなかった。例えば、鋼板「１」は、引張強度ＴＳが低く強度が低い。これは、鋼中のＣ量が低く、マルテンサイトの体積率が低いためと考えられる。また、鋼板「５」は、全伸びＥｌが低く、穴広げ率λも低い。これは、鋼中のＣ量が高く、等軸フェライトの体積率が低く、マルテンサイトの体積率が高いためと考えられる。また、鋼板「６」は、全伸びＥｌが低い。これは、鋼中のＳｉ量が低く、残留オーステナイト相の体積率が低いためと考えられる。また、鋼板「９」は、穴広げ率λが低く、化成処理性も劣っている。これは、鋼中のＳｉ量が高く、残留オーステナイト相の体積率が高いためと考えられる。また、鋼板「１０」は、引張強度ＴＳが低い。これは、鋼中のＭｎ量やＣｒ量が低く、マルテンサイトの体積率が低いためと考えられる。また、鋼板「１３」は、全伸びＥｌが低い。これは、鋼中のＭｎ量が高く、等軸フェライトの体積率が低いためと考えられる。また、鋼板「１５」は、引張強度ＴＳが低い。これは、鋼中のＶ量が低く、マルテンサイトの体積率が低いためと考えられる。
【００５１】
〔実施例２〕
表３に実施例２における本発明例および比較例の鋼板の製造条件を示す。なお、表３中、本発明の範囲外の値には下線を付して示している。
【表３】
2014019928.tif 000004
【００５２】
実施例２では、表１に示す化学成分の成分組成を有する鋼塊を溶解、鋳造したものを先ず１２５０℃に加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延における最終パス出側温度は８７０℃であった（熱延板板厚：２．８ｍｍ）。続いて、２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却した後、表３に示す熱延条件に従って巻き取りを模擬し、１時間保持してから炉冷した。続いて、冷間圧延を行って板厚を１．２ｍｍとし、その後、表３に示す焼鈍条件に従って連続焼鈍を模擬した熱処理を行った。そして、室温まで冷却した後、伸長率０．３％の調質圧延を行った。
【００５３】
そして、以上のようにして得られた各鋼板を供試材とし、等軸フェライトの体積率と、マルテンサイトの体積率と、残留オーステナイト相の体積率、平均粒径およびアスペクト比と、残部組織とを取得するとともに、その引張特性、穴広げ率、化成処理性の各特性を実施例１と同様の方法で評価した。その結果を表４に示す。なお、表４中「残部組織」の項目において、「Ｂ」はベイナイト、「Ｐ」はパーライトを表す。また、表４中において、本発明の範囲外の値および特性が優れない値には下線を付して示している。
【表４】
2014019928.tif 000005
【００５４】
表４に示すように、本発明例では、引張特性および穴広げ率はともに良好な評価が得られた。具体的には、本発明例では、いずれも引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上、全伸びＥｌが３０％以上、穴広げ率λが６０％以上であり、良好であった。また、化成処理性も良好な評価が得られた。
【００５５】
これに対し、比較例では、引張特性、穴広げ率および化成処理性のうちの１つ以上の特性について良好な評価が得られなかった。例えば、鋼板「Ｂ」は、引張強度ＴＳが著しく低い。これは、均熱工程での均熱温度が低すぎるためと考えられる。また、鋼板「Ｆ」は、穴広げ率λが低く、化成処理性も劣っている。これは、均熱工程での均熱温度が高すぎて残留オーステナイト相の粒径が粗大化し、そのアスペクト比も大きくなったためと考えられる。また、鋼板「Ｇ」は、マルテンサイトの体積率が低く、引張強度ＴＳが低い。これは、均熱工程での均熱時間が短すぎるためと考えられる。また、鋼板「Ｈ」は、等軸フェライトの体積率が低く、残留オーステナイト相の体積率が高く、全伸びＥｌおよび穴広げ率λが低い。これは、１次冷却工程での１次冷却速度が高すぎるためと考えられる。また、鋼板「Ｉ」は、マルテンサイトの体積率が低く、引張強度ＴＳが低い。これは、２次冷却工程での冷却速度（２次冷却速度）が低すぎるためと考えられる。また、鋼板「Ｊ」は、全伸びＥｌが低い。これは、２次冷却工程での冷却時における温度域の下限温度（２次冷却停止温度）が低すぎて残留オーステナイト相の生成量が少ないためと考えられる。また、鋼板「Ｋ」は、全伸びＥｌが低い。これは、２次冷却工程での２次冷却停止温度が高すぎて残留オーステナイト相の生成量が少ないためと考えられる。また、鋼板「Ｌ」は、全伸びＥｌが低い。これは、２次冷却後の保持工程での保持時間が短すぎて残留オーステナイト相の生成量が少ないためと考えられる。
【００５６】
以上説明したように、本発明によれば、鋼の成分組成を適正に調整し、等軸フェライトの体積率、マルテンサイトの体積率、残留オーステナイト相の体積率、残留オーステナイト相の平均粒径、残留オーステナイト相のアスペクト比等を制御することで、伸びフランジ性に優れ、且つ良好な延性を併せ持つ成形加工性の高い高強度冷延鋼板が実現できる。より具体的には、引張強度ＴＳ≧５９０ＭＰａ、全伸びＥｌ≧３０％、穴広げ率λ≧６０％を満たしつつ、良好な化成処理性を有する高強度冷延鋼板を得ることができる。また、製造条件を適正に調整することで、前述のような高強度冷延鋼板の製造方法を安定して提供することができる。したがって、本発明によれば、高い延性を有し、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法を提供することができる。
【００５７】
特に、本発明の高強度冷延鋼板は、自動車車体の内板や外板等に用いる自動車用鋼板としての使途に好適であり、自動車用鋼板に適用することにより、自動車構造部材や補強部材、その他の機械構造部品の軽量化および高強度化が図れ、燃費改善による地球環境保全や乗員の安全確保に貢献できる。ただし、本発明の高強度冷延鋼板の用途は、自動車用鋼板に限定されるものではない。
【００５８】
以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例および運用技術等は全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理（焼鈍工程）においては、その熱処理条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。