(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織が、平均結晶粒径が４μｍ以下のフェライトを体積分率で５〜２０％、残留オーステナイトを体積分率で５％以下（０％含む）、焼戻しマルテンサイトを体積分率で８０〜９５％を有し、かつ、フェライトの平均自由行程が３．０〜７．５μｍである材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下を含有する請求項１に記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．３０％を含有する請求項１または２に記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項４】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下から選択される一種以上を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項５】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下から選択される一種以上を含有する請求項１〜４のいずれか１項に記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項６】
成分組成として、さらに、質量％で、Ｃａ及び／又はＲＥＭを合計で０．００５０％以下含有する請求項１〜５のいずれか１項に記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後のスラブを６００℃まで６ｈ以内に冷却し、冷却後のスラブを再加熱して、熱間圧延開始温度：１１５０〜１２７０℃、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、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却し、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５８５℃以下まで冷却した後に巻取り、引き続き冷間圧延を行い、次いで、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で８００℃〜Ａｃ３変態点の温度域まで加熱し、第１均熱温度として８００℃〜Ａｃ３変態点の温度域で３０秒以上保持した後、６５０℃以上の一次冷却終了温度まで１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で一次冷却し、一次冷却終了温度から１００〜１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下まで冷却し、ついで１００〜２５０℃の第２均熱温度域で１２０〜１８００秒保持する連続焼鈍を施す材質均一性に優れた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その製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な、材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】  自動車の車体軽量化及び衝突安全性の観点から自動車の各種構造部材や補強部材に高強度鋼板の適用拡大が進められている。これら高強度鋼板の実用化のため、高強度鋼板に対し、プレス成形性の向上が要求されている。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸びや穴広げ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。【０００３】  一方、鋼板の高強度化、薄肉化により形状凍結性が著しく低下する。このため、プレス成形時の離型後のプレス部品の形状変化を予め予測し、この形状変化量を見込んでプレス金型を設計することがおこなわれている。ここで、鋼板中の引張強度が著しく変化すると、これを一定として予測した形状変化量（見込み量）からのズレが大きくなり、形状不良が発生する。形状不良が発生すると、プレス成形後に個々のプレス部品について、板金加工等による手直しが不可欠となり、プレス部品の量産効率を著しく低下させてしまう。このため、高強度鋼板の強度のバラツキを可能な限り小さくすること、すなわち材質均一性に優れることが要求されている。【０００４】  特に引張強度（ＴＳ）が１４５０ＭＰａを超える高強度の薄鋼板では、プレス成形後の残留応力と、環境から侵入する水素に起因した遅れ破壊が懸念される。そのため、高強度の冷延鋼板を上述したような自動車用薄鋼板として適用するためには、高いプレス成形性、すなわち伸び、穴広げ性（以下、伸びフランジ性ともいう）に加えて、材質均一性および耐遅れ破壊特性に優れることが必要となる。【０００５】  従来、成形性と耐遅れ破壊特性の両立に関して、種々の技術が知られている。例えば特許文献１には、Ｓｉ：１．０〜２．０％を含有する所定の成分組成を有し、焼戻しマルテンサイト相を体積率で９７％以上、残留オーステナイト相を体積率で３％未満（但し、鋼板表面より深さ１０μｍ以内の部分を除く）の金属組織を有する引張強度が１４７０ＭＰａ以上、かつ０．２％耐力と引張強度の比が０．８０以上である曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板が開示されている。特許文献１には、Ｓｉを添加することによって、焼戻しマルテンサイト相の加工硬化能が向上すると共に、炭化物を組織中に微細・均一に分散させることが可能となり、１４７０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながらも、高い曲げ加工性ならびに優れた耐遅れ破壊特性を有する冷延鋼板が得られることが記載されている。【０００６】  また、特許文献２には、Ｖ：０．００１〜１．００％を含有する所定の成分組成を有し、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Ｖ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が開示されている。特許文献２には、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面積率、および該焼戻しマルテン��イト中に析出したＶを含む析出物の分布状態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記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０１０−２１５９５８号公報
【特許文献２】特開２０１０−０１８８６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】  しかしながら、特許文献１には、上述した成形プレスで重要な穴広げ性や材質均一性を確保することについては何ら開示されていない。特許文献１の技術では、特にスラブ冷却に起因して、Ｍｎなどの偏析が鋼板内に存在し、材質均一性が劣化しやすい。また、特許文献２の技術では、１４５０ＭＰａ以上の引張強度に対して伸びが不十分であり、十分な成形性を確保しているとはいえない。【０００９】  このように引張強度が１４５０ＭＰａ以上である高強度鋼板において、プレス成形に優れた伸びおよび穴広げ性を確保しつつ、材質均一性および耐遅れ破壊特性を確保することは困難であり、その他の鋼板を含めても、これらの特性（強度、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性、材質均一性）を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。【００１０】  本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり、上記従来技術の問題点を解消し、優れた伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性を有し、材質均一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を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】  本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、主にフェライトと焼戻しマルテンサイトの２相からなる鋼組織とし、フェライト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトの体積分率およびフェライトの平均結晶粒径を特定の比率で制御し、最適な熱処理を施すことで、優れた材質均一性に加えて、優れた伸び、穴広げ性および耐遅れ破壊特性を併せて得られることを見出した。この発明は、上記の知見に立脚するものである。【００１２】  すなわち、発明者らは、連続鋳造後の鋼スラブを６００℃まで６時間以内に冷却することによって、スラブ内の偏析を最小限に抑えるとともに熱間圧延前の結晶粒を微細化させ、その後、熱間圧延工程で仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの熱履歴、とくに冷却速度を制御し、鋼板の組織内のパーライトを均一に分散させることで、熱延鋼板内の材質バラツキを低減することができることを明らかとした。さらに、このような熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍すると、焼鈍後の冷延鋼板のフェライトが微細に分散するため、材質バラツキの狭小化を図ることができることを明らかとした。また、鋼板組織のフェライトが微細に均一に分散することで、穴広げ性の劣化の要因であるボイドの連結が抑制されるために、穴広げ性が向上することを見出した。【００１３】  また、ＴＳ１４５０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るためには、Ｍｎ添加による連続焼鈍時の焼入れ性の向上が有効である。しかし、Ｍｎ量が増加することで、水素が鋼板内に侵入した場合、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界でのき裂が進展しやすくなるため耐遅れ破壊特性が低下してしまう。さらには、偏析により材質均一性が著しく劣化することが課題であった。その双方を改善するために、Ｂ添加が有効であることを見出した。すなわち、Ｂ添加により粒界が強化されるため、Ｂ添加は耐遅れ破壊特性の向上に非常に有効であること、Ｂは連続焼鈍中の冷却中のオーステナイトからのフェライトの変態を遅延させるため高強度化に寄与すること、さらに、Ｂが結晶粒界に存在することにより、冷却中の元素分配制御の効果を発揮するため、Ｂは材質均一性の向上にも寄与することを見出した。【００１４】  このため、Ｍｎを１．７〜２．５％、Ｂを０．０００２％〜０．００５０％の範囲で添加し、さらに適正なスラブ冷却、熱間圧延および焼鈍条件で熱処理を施すことで、フェライトの結晶粒径を微細均一分散化しつつ、フェライト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率を強度と延性を損なわない範囲に制御して、高い伸びと穴広げ性、耐遅れ破壊特性を向上させつつ、材質均一性に優れた冷延鋼板を得ることが可能である、との知見を得た。【００１５】  本発明は上記知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。【００１６】  ［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織が、平均結晶粒径が４μｍ以下のフェライトを体積分率で５〜２０％���残留オーステナイトを体積分率で５％以下（０％含む）、焼戻しマルテンサイトを体積分率で８０〜９５％を有し、かつ、フェライトの平均自由行程が３．０〜７．５μｍである材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。【００１７】  ［２］成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下を含有する前記［１］に記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。【００１８】  ［３］成分組成として、さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．３０％を含有する前記［１］または［２］に記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。【００１９】  ［４］成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下から選択される一種以上を含有する前記［１］〜［３］のいずれかに記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。【００２０】  ［５］成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下から選択される一種以上を含有する前記［１］〜［４］のいずれかに記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。【００２１】  ［６］成分組成として、さらに、質量％で、Ｃａ及び／又はＲＥＭを合計で０．００５０％以下含有する前記［１］〜［５］のいずれかに記載の材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。【００２２】  ［７］前記［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブとし、連続鋳造後のスラブを６００℃まで６ｈ以内に冷却し、冷却後のスラブを再加熱して、熱間圧延開始温度：１１５０〜１２７０℃、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、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却し、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５８５℃以下まで冷却した後に巻取り、引き続き冷間圧延を行い、次いで、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で８００℃〜Ａｃ３変態点の温度域まで加熱し、第１均熱温度として８００℃〜Ａｃ３変態点の温度域で３０秒以上保持した後、６５０℃以上の一次冷却終了温度まで１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で一次冷却し、一次冷却終了温度から１００〜１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下まで冷却し、ついで１００〜２５０℃の第２均熱温度域で１２０〜１８００秒保持する連続焼鈍を施す材質均一性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２３】  本発明によれば、鋼板の成分組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが１４５０ＭＰａ以上の高強度で、伸びが１０．５％以上、穴広げ率が３０％以上であり、２５℃のｐＨ＝２の塩酸浸漬環境下で１００時間破壊が生じないといった、優れた伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性を有し、材質均一性に優れた高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。ＴＳについて、板幅中心部の値と板幅１／８位置の値（板幅１／８位置は両端部あわせて２箇所あるが、その平均値）との差（｛（板幅中心部の特性値）−（板幅１／８位置の特性値）｝の絶対値）をΔＴＳとし、本発明は、ΔＴＳ≦４０ＭＰａと材質均一性に優れる。
【発明を実施するための形態】
【００２４】  まず、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成の限定理由を説明する。なお、以下において、成分の「％」表示は質量％を意味する。
【００２５】  Ｃ：０．１５〜０．２５％  Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明における焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトといった、フェライト以外の相である第２相形成に関して寄与し、さらに焼戻しマルテンサイトの硬度を高くする。Ｃ含有量が０．１５％未満では、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトの体積率の確保が難しい。よって、Ｃ含有量は、０．１５％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．１６％以上である。一方、０．２５％を超えて過剰に添加すると、フェライト、焼戻しマルテンサイトの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．２３％以下である。
【００２６】  Ｓｉ：１．２〜２．２％  Ｓｉはフェライトの固溶強化に影響し、高強度化に寄与する。その効果を得るためにはＳｉ含有量は１．２％以上とすることが必要である。好ましくは、Ｓｉ含有量は１．４％以上である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は化成処理性が低下するため、Ｓｉ含有量は２．２％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は２．０％以下である。
【００２７】  Ｍｎ：１．７〜２．５％  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。その効果を得るためにはＭｎ含有量は１．７％以上とすることが必要である。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．９％以上である。一方、Ｍｎは２．５％を超えて過剰に含有した場合、マルテンサイトの体積率が過剰になり、焼戻しマルテンサイトの硬度が増加してしまい、穴広げ性が低下する。さらに、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、水素が鋼板内に侵入した場合、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界でのき裂が進展しやすくなるため耐遅れ破壊特性が低下する。さらにはスラブ内に偏析することで材質均一性も低下してしまう。そのため、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は２．３％以下である。
【００２８】  Ｐ：０．０５％以下  Ｐは固溶強化により高強度化に寄与する。しかし、Ｐが過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、溶接性が低下する。以上から、Ｐ含有量を０．０５％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３％以下である。
【００２９】  Ｓ：０．００５％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、穴広げ性や耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００４％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００３０】  Ａｌ：０．０１〜０．１０％  Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためにはＡｌ含有量は０．０１％以上とすることが必要である。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、その効果が飽和するため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０５％以下である。
【００３１】  Ｎ：０．００６％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、その含有量を抑える必要がある。Ｎ含有量が０．００６％を超えるとこの傾向が顕著となることから、Ｎ含有量は０．００６％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５％以下である。
【００３２】  Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％  Ｔｉ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元素である。さらに本発明に必須な元素であるＢをＮと反応させないためにもＴｉは必要である。ＢをＮと反応させないようにするのは、鋼板中にＢＮが生成することで、耐遅れ破壊特性が低下してしまうためである。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量を０．００３％以上とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．００５％以上である。一方、０．０３０％を超えて多量にＴｉを含有すると、伸びが著しく低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下である。
【００３３】  Ｂ：０．０００２〜０．００５０％  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し、焼戻しマルテンサイトの硬度を硬くさせずに、焼入れ性を確保可能な元素である。さらにＢは粒界強化により、耐遅れ破壊特性に有効である。また、Ｂは熱間圧延時の仕上げ圧延後に冷却する際、パーライトの分散にも効果がある。このような効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００２％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えてもその効果が飽和するため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．００４０％以下である。
【００３４】  また、本発明では、上記の成分に加えてさらに、下記の理由により、Ｎｂ：０．０５％以下や、Ｖ：０．０１〜０．３０％や、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下から選択される一種以上や、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下から選択される一種以上や、Ｃａ及び／又はＲＥＭを合計で０．００５０％以下を、個別にあるいは同時に添加しても良い。
【００３５】  Ｎｂ：０．０５％以下  Ｎｂ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ため、Ｔｉと同様の効果があり、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含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、０．０５％を超えて多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。
【００３６】  Ｖ：０．０１〜０．３０％  Ｖは、Ｎｂ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。このような作用を有するために、Ｖ含有量を０．０１％以上とする。一方、０．３０％を超えて多量のＶを含有させても、０．３０％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含有量は０．３０％以下とする。
【００３７】  Ｃｒ：０．３０％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、Ｃｒ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えると、過剰に焼戻しマルテンサイトが生成する。このため、Ｃｒ含有量は０．３０％以下とする。
【００３８】  Ｍｏ：０．３０％以下  Ｍｏは第２相を生成することで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して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。これら効果を発揮させるためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏを０．３０％を超えて含有させても効果が飽和するため、Ｍｏ含有量は０．３０％以下とする。
【００３９】  Ｃｕ：０．５０％以下  ＣｕはＭｏ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、また、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。Ｃｕは、さらに遅れ破壊特性も向上させるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはＣｕ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕを０．５０％を超えて含有させても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。このため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。
【００４０】  Ｎｉ：０．５０％以下  ＮｉもＣｕと同様、第２相を生成することで高強度化に寄与し、固溶強化により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。これら効果を発揮させるためにはＮｉ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。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ため、ＮｉはＣｕ添加時に有効である。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。
【００４１】  Ｃａ及び／又はＲＥＭを合計で０．００５０％以下  Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し穴広げ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。この効果を発揮するためにはＣａ及び／又はＲＥＭを合計で０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａ及び／又はＲＥＭは、その含有量の合計が０．００５０％を超えると、その効果が飽和する。このため、Ｃａ、ＲＥＭは、単独添加、複合添加のいずれの場合においても、その含有量の合計を０．００５０％以下とする。
【００４２】  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、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ:０．０１％以下、Ｓｎ：０．０５％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１０％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。
【００４３】  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。
【００４４】  本発明の高強度冷延鋼板は、平均結晶粒径が４μｍ以下のフェライトを体積分率で５〜２０％、残留オーステナイトを体積分率で５％以下（０％含む）、焼戻しマルテンサイトを体積分率で８０〜９５％を有し、かつ、フェライトの平均自由行程が３．０〜７．５μｍであるミクロ組織を有する。なお、以下において、体積分率は鋼板の全体に対する体積分率である。
【００４５】  平均結晶粒径が４μｍ以下のフェライトを体積分率で５〜２０％  フェライトの体積分率が２０％を超えると、打抜き時のボイド生成量が増加するため、強度と穴広げ性の両立が困難となる。そのため、フェライトの体積分率は２０％以下とする。好ましくは、フェライトの体積分率は１７％以下であり、さらに好ましくは１５％以下である。一方、フェライトの体積分率が５％未満では、伸びが劣化する。よって、フェライトの体積分率は５％以上とする。好ましくは、フェライトの体積分率は７％以上である。また、フェライトの平均結晶粒径が４μｍ超では、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、良好な穴広げ性が得られない。そのため、フェライトの平均結晶粒径は４μｍ以下とする。好ましくは、フェライトの平均結晶粒径は３μｍ以下である。
【００４６】  フェライトの平均自由行程が３．０〜７．５μｍ  鋼板組織におけるフェライトの平均自由行程が３．０μｍ未満では、打抜き時に生成したボイド数が増加するため、穴広げ中にボイドが連結しやすく、穴広げ性が劣化する上、材質均一性が低下する。よって、フェライトの平均自由行程は３．０μｍ以上とする。好ましくは、フェライトの平均自由行程は３．２μｍ以上である。一方、フェライトの平均自由行程が７．５μｍ超の場合においては、打抜き時のボイド数は少ないものの、ボイド面積が増加してしまい、そのために穴広げ中のボイドが連結しやく、穴広げ性が劣化する。さらに材質均一性も低下してしまう。よって、フェライトの平均自由行程は７．５μｍ以下とする。好ましくは、フェライトの平均自由行程は７．３μｍ以下である。
【００４７】  ここで、フェライトの平均自由行程は、下記の式（１）により算出されるものである。
【００４８】
【数１】
0005896085.tif 000002
【００４９】ただし、式中のＬＭ：平均自由行程、ｄＭ：フェライトの平均結晶粒径（μｍ）、π：円周率、ｆ：フェライトの体積分率（＝フェライトの体積分率（％）÷１００）である。
【００５０】  残留オーステナイトを体積分率で５％以下（０％含む）  残留オーステナイトの体積分率が５％を超えると、穴広げ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積分率は５％以下とする。好ましくは、残留オーステナイトの体積分率は３％以下であり、残留オーステナイトの体積分率は０％であってもよい。
【００５１】  焼戻しマルテンサイトを体積分率で８０〜９５％  焼戻しマルテンサイトの体積分率が８０％未満では、１４５０ＭＰａ以上の引張強度の確保が困難であることに加え、穴広げ時にボイドが連結しやすくなるために穴広げ性が低下する。１４５０ＭＰａ以上の引張強度を確保し、優れた穴広げ性を確保するため、焼戻しマルテンサイトの体積分率は８０％以上とする。好ましくは、焼戻しマルテンサイトの体積分率は８５％以上である。一方、焼戻しマルテンサイトの体積分率が９５％を超えると、伸びを確保するために十分なフェライトが得られない。よって、焼戻しマルテンサイトの体積分率は９５％以下とする。好ましくは、焼戻しマルテンサイトの体積分率は９２％以下である。なお、焼戻しマルテンサイトとは、連続焼鈍時の第４平均冷却速度で１００℃以下に冷却した際に生成したマルテンサイトが第２均熱温度域で焼戻されたマルテンサイトのことである。
【００５２】  また、本発明のミクロ組織において、上記したフェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト以外に、ベイナイトやパーライト等が生成される場合があるが、上記のフェライト、残留オーステナイトおよび焼戻しマルテンサイトの体積分率、フェライトの平均結晶粒径および平均自由行程が満足されれば、本発明の目的を達成できる。ただし、パーライトやベイナイト等、上記したフェライト、残留オーステナイト、および焼戻しマルテンサイト以外の組織の体積分率は合計で５％以下が好ましい。
【００５３】  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。
【００５４】  本発明の高強度冷延鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブとし、連続鋳造後のスラブを６００℃まで６ｈ以内に冷却し、冷却後のスラブを再加熱して、熱間圧延開始温度：１１５０〜１２７０℃、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、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却し、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５８５℃以下まで冷却した後に巻取り、引き続き冷間圧延を行い、次いで、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で８００℃〜Ａｃ３変態点の温度域まで加熱し、第１均熱温度として８００℃〜Ａｃ３変態点の温度域で３０秒以上保持した後、６５０℃以上の一次冷却終了温度まで１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で一次冷却し、一次冷却終了温度から１００〜１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下まで冷却し、ついで１００〜２５０℃の第２均熱温度域で１２０〜１８００秒保持する連続焼鈍を施すことで製造できる。
【００５５】  上記したように、本発明の高強度冷延鋼板は、鋼スラブに、熱間圧延を行い、冷却し、巻き取る熱間圧延工程と、冷間圧延を行う冷間圧延工程と、連続焼鈍を行う焼鈍工程を順次施すことにより製造できる。以下、各製造条件について、詳細に説明する。
【００５６】  本発明において、まずスラブは連続鋳造法により鋳造される。連続鋳造法は、鋳型鋳造法等の他の鋳造法と比較して生産能率が高いためである。ここで、連続鋳造機は垂直曲げ型とすることが好ましい。これは、垂直曲げ型は設備コストと表面品質のバランスに優れ、かつ、表面亀裂の抑制効果が顕著に発揮されるためである。この連続鋳造を経てスラブとした後は、６００℃まで６ｈ（６時間）以内に冷却する。連続鋳造後、６００℃まで冷却する時間が６ｈを超えると、Ｍｎ等の偏析が顕著となり、かつ結晶粒が粗大化するため、特にフェライトの平均自由行程が増大し、材質均一性が劣化する。このため、連続鋳造後の鋼スラブの冷却は６００℃まで６ｈ以内に冷却することとする。好ましくは６００℃まで５ｈ以内に冷却することであり、さらに好ましくは６００℃まで４ｈ以内に冷却する。なお、６００℃まで冷却したならば、その後に、室温まで冷却した後に再加熱して熱間圧延を施しても良いし、室温まで冷却することなく、そのまま、すなわち温片のまま再加熱して熱間圧延を施しても良い。［熱間圧延工程］  熱間圧延開始温度：１１５０〜１２７０℃  熱間圧延開始温度は、１１５０℃よりも低くなると圧延負荷が増大し生産性が低下する。このため、熱間圧延開始温度は１１５０℃以上とする。一方、熱間圧延開始温度が１２７０℃より高い場合は加熱コストが増大するだけである。このため、熱間圧延開始温度は１２７０℃以下とする。
【００５７】  仕上げ圧延の終了温度：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穴広げ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必要がある。このため、熱間圧延の仕上げ圧延の終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延の終了温度が９５０℃を超えると、熱延鋼板の組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する。このため、仕上げ圧延の終了温度は９５０℃以下とする。
【００５８】  熱間圧延後の冷却条件：熱間圧延の終了後１秒以内に冷却を開始し、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却し、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５８５℃以下まで冷却  熱間圧延終了後、フェライト変態を抑制し、ベイナイト変態と同時にパーライトを微細分散させる温度域まで急冷し、熱延鋼板の鋼板組織を制御する。このように熱延鋼板の組織を制御することにより、熱延鋼板の組織を均質化して、最終的な鋼板組織において、主にフェライトを微細分散化させる効果がある。そのため、仕上げ圧延後、すなわち熱間圧延後は、熱間圧延の終了後１秒以内に冷却を開始し、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却する。第１平均冷却速度が８０℃／ｓ未満ではフェライト変態量が増加するため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性および材質均一性が低下する。よって、第１平均冷却速度は８０℃／ｓ以上とする。また、１次冷却における冷却の終点の温度（１次冷却の冷却停止温度）が６５０℃超えではパーライトが過剰に、かつ粗大に生成し、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性および材質均一性が低下する。そのため、仕上げ圧延後の１次冷却は８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却する。１次冷却の冷却停止温度は６００℃以上であることが好ましい。なお、ここで、第１平均冷却速度は、熱間圧延終了から１次冷却の冷却停止温度までの平均冷却速度である。
【００５９】  上記した１次冷却の後は、引き続き２次冷却として、５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５８５℃以下まで冷却する。２次冷却の平均冷却速度である第２平均冷却速度が５℃／ｓ未満もしくは５８５℃超までの冷却では、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に、かつ粗大に生成し、焼鈍後の穴広げ性および材質均一性が低下する。よって、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５８５℃以下まで冷却する。２次冷却の平均冷却速度は４０℃／ｓ以下が好ましい。なお、ここで、第２平均冷却速度は、１次冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度である。
【００６０】  巻取り温度：５８５℃以下  上記のように、１次冷却後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５８５℃以下まで冷却した後に巻取る。すなわち、巻取り温度を５８５℃以下とする。巻取り温度が５８５℃超では、フェライトおよびパーライトが過剰に生成する。このため、巻取り温度は５８５℃以下とする。好ましくは、巻取り温度は５７０℃以下である。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、巻取り温度は３００℃以上が好ましい。
【００６１】  上記した熱間圧延工程後、得られた熱延鋼板を酸洗する酸性工程を実施し、熱延板表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
【００６２】  ［冷間圧延工程］  熱間圧延工程で得られた熱延鋼板、好ましくは酸洗を施された熱延鋼板に対し、所定の板厚に圧延して冷延板とする冷間圧延工程を行う。冷間圧延の条件は特に限定されず、常法に従い実施すればよい。
【００６３】  ［焼鈍工程］  焼鈍工程は、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織に焼戻しマルテンサイトを形成するために実施する。そのために、焼鈍工程は、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で８００℃〜Ａｃ３変態点の温度域まで加熱し、第１均熱温度として８００℃〜Ａｃ３変態点の温度域で３０秒以上保持した後、６５０℃以上の温度域まで１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で一次冷却し、一次冷却終了温度から１００〜１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下まで冷却し、ついで１００〜２５０℃の第２均熱温度域で１２０〜１８００秒保持する連続焼鈍を施す。
【００６４】  平均加熱速度：３〜３０℃／ｓ  焼鈍における昇温過程での再結晶で生成するフェライトやオーステナイトの核生成の速度を、再結晶した結晶粒が成長する速度より速めることで、再結晶粒の微細化が可能である。このような効果を得るため、連続焼鈍における加熱速度を制御することが重要である。平均加熱速度が３℃／ｓ未満では、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。このため、平均加熱速度は３℃／ｓ以上とする。好ましくは、平均加熱速度は、５℃／ｓ以上である。一方、平均加熱速度が３０℃／ｓを超えて急速に加熱することとなると、再結晶が進行しにくくなる。このため、平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。
【００６５】  第１均熱温度：８００℃〜Ａｃ３変態点  第１均熱温度は、フェライトとオーステナイトの２相域である温度域で均熱する。第１均熱温度が８００℃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、焼戻しマルテンサイトの体積分率を得ることが出来ない。このため、第１均熱温度は８００℃以上とする。好ましくは、第１均熱温度は８２０℃以上である。一方、第１均熱温度がＡｃ３変態点を越えると、伸びに必要なフェライトの体積分率を得られず、さらに結晶粒が粗大化する。このため、第１均熱温度はＡｃ３変態点以下とする。
【００６６】  なお、本発明においてＡｃ３変態点（℃）は下記の式（２）で求められる。Ａｃ３＝９１０−２０３×［Ｃ］０．５＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］−１１×［Ｃｒ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］    ・・・（２）ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を示す。
【００６７】  第１均熱温度での保持時間：３０秒以上上記の第１均熱温度において、再結晶の進行および一部をオーステナイト変態させるため、第１均熱温度での保持時間（第１保持時間）は３０秒以上とすることが必要である。好ましくは、第１保持時間は１００秒以上である。第１保持時間の上限は特に限定されないが、６００秒以下とすることが好ましい。
【００６８】  第１均熱温度から６５０℃以上の一次冷却終了温度まで１℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で一次冷却  所望のフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの体積分率を得るために、第１均熱温度から６５０℃以上の温度域まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度（第３平均冷却速度）で、一次冷却（焼鈍工程における第一次冷却）する。一次冷却の終点の温度（一次冷却終了温度）が６５０℃未満、もしくは該一次冷却の平均冷却速度である第３平均冷却速度が１℃／ｓ未満ではフェライトの体積分率が増加し、パーライトが過剰に生成してしまうため、所望の体積分率を得られない。よって一次冷却終了温度は６５０℃以上とし、第３平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。好ましくは、一次冷却終了温度は、７４０℃以下である。また、フェライトの体積分率を確保するため、第３平均冷却速度は２０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００６９】  一次冷却終了温度から１００〜１０００℃／ｓの第４平均冷却速度で１００℃以下まで冷却  前記一次冷却に引き続き、１００℃以下まで１００〜１０００℃／ｓの平均冷却速度（第４平均冷却速度）で二次冷却（焼鈍工程における第二次冷却）する。一次冷却後から１００℃以下までの温度域は、パーライト変態やベイナイト変態を抑制するため、１００〜１０００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する必要がある。一次冷却終了温度からの１００℃以下までの平均冷却速度が１００℃／ｓ未満では、ベイナイトおよび残留オーステナイトが過剰に生成してしまうため、所望の体積分率が得られない。よって、第４平均冷却速度は１００℃／ｓ以上とする。一方、二次冷却における平均冷却速度が１０００℃／ｓを超えると、冷却による鋼板の収縮割れが生じるおそれがある。よって、第４平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下とする。なお、二次冷却としては、水焼入れを行うことが好ましい。
【００７０】  １００〜２５０℃の第２均熱温度域で１２０〜１８００秒保持  本発明において、第２均熱温度域での保持処理は、焼戻し処理に相当する。この焼戻し処理は、マルテンサイト相を軟質化させ加工性を向上させるために行う。すなわち、上記の二次冷却後、マルテンサイト相を焼戻すため、１００〜２５０℃の温度域で１２０〜１８００秒保持する。焼戻し温度が１００℃未満では、マルテンサイト相の軟質化が不十分で加工性の向上効果が期待できない。よって、第２均熱温度域は１００℃以上とする。好ましくは、第２均熱温度域は１２０℃以上である。一方、焼戻し温度が２５０℃を超えると、再加熱のためのコスト増につながるだけでなく、著しい強度の低下を招き、所望の効果を得ることができない。よって、第２均熱温度域は２５０℃以下とする。好ましくは、第２均熱温度域は２３０℃以下である。また、焼戻し時間である、第２均熱温度域での保持時間が１２０秒に満たないと、第２均熱温度域におけるマルテンサイトの軟質化が十分には生じないため、加工性の向上効果が期待できない。よって、第２均熱温度域での保持時間は１２０秒以上とする。好ましくは、該保持時間は２００秒以上である。一方、該保持時間が１８００秒を超えると、マルテンサイトの軟質化が過度に進行することにより強度が著しく低下することに加え、再加熱時間の増加により製造コストの増加を招く。よって、第２均熱温度域での保持時間は１８００秒以下とする。好ましくは、該保持時間は１５００秒以下である。なお、１００〜２５０℃の第２均熱温度域で保持した後の冷却手法ならびに速度については限定されることはない。
【００７１】  また、連続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０．１％〜２．０％である。なお、本発明の範囲内であれば、焼鈍工程において、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。さらに本冷延鋼板を電気めっきし、電気めっき鋼板としても良い。
【実施例１】
【００７２】  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、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。【００７３】  表１に示す成分組成（化学成分）を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとし、表２に示す冷却時間にて６００℃までの冷却を行った後、室温まで冷却した。その後、得られたスラブを再加熱して、熱間圧延開始温度を１２５０℃、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件で熱間圧延を行い、表２で示す第１平均冷却速度（冷速１）で第１冷却温度まで冷却した後、第２平均冷却速度（冷速２）で冷却し、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に示す第１均熱温度にて、表２に示す保持時間（第１保持時間）保持した後、表２に示す第３平均冷却速度（冷速３）で一次冷却終了温度まで冷却し、次いで表２に示す第４平均冷却速度（冷速４）で二次冷却温度まで冷却し、その後、表２に示す焼戻し温度まで加熱し、表２に示す焼戻し時間保持し、室温まで冷却する連続焼鈍を施した。【００７４】  このようにして製造した冷延鋼板について、以下のように特性を評価した。結果を表３に示す。【００７５】  ［鋼板のミクロ組織］  鋼板のフェライト、焼戻し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、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）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、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結晶粒の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。【００７６】  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ＲＩＮＴ  ２２００）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、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。【００７７】  フェライトの平均自由行程は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、フェライトの重心を求め、極端な偏りがなく均一に分散していることを前提に下記式（１）により算出した。【００７８】
【数１】
0005896085.tif 000003
【００７９】ただし、式中のＬＭ：平均自由行程、ｄＭ：フェライトの平均結晶粒径（μｍ）、π：円周率、ｆ：フェライトの体積分率（＝フェライトの体積分率（％）÷１００）である。【００８０】  ［引張特性］  得られた冷延鋼板の板幅中心部と、両幅端からそれぞれ１／８幅の位置（全幅の１／８位置）とから、引張方向が圧延方向と平行となるように、ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（２０１０年）に準拠して引張試験を行ない、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。このようにして測定してＴＳ、ＥＬについて、板幅中心部と１／８幅の位置（両端部からそれぞれ全幅の１／８位置）の３箇所の平均値を求め、これらを製造した冷延鋼板のＴＳ、ＥＬとし、表３に示した。【００８１】  また、上記のようにして測定したＴＳについて、板幅中心部の値と板幅１／８位置の値（板幅１／８位置は両端部あわせて２箇所あるが、その平均値）との差（｛（板幅中心部の特性値）−（板幅１／８位置の特性値）｝の絶対値）をそれぞれΔＴＳとして算出した。本発明では、ΔＴＳ≦４０ＭＰａの場合を材質均一性の観点で良好と判定した。【００８２】  ［穴広げ性（伸びフランジ性）］  穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ  Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス：板厚の１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側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穴広げ試験を行うことにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、３０％以上を有するものを良好な穴広げ性（伸びフランジ性）を有する鋼板とした。【００８３】  ［耐遅れ破壊特性］  得られた冷延鋼板の圧延方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断し、端面を研削加工した試験片を用い、試験片を先端の曲率半径１０ｍｍであるポンチで１８０°曲げ加工を施した。この曲げ加工を施した試験片に生じたスプリングバックをボルトにより内側間隔が２０ｍｍになるように締込み、試験片に応力を負荷したのち、２５℃、ｐＨ＝２の塩酸に浸漬し、破壊が生じるまでの時間を最長１００時間まで測定した。１００時間以内に試験片にき裂が生じないものを耐遅れ破壊特性が良好（○）であるとし、試験片にき裂が発生した場合は耐遅れ破壊特性に劣る（×）とした。【００８４】  表３に示す結果から、本発明例は何れも１４５０ＭＰａ以上の引張強さと、１０．５％以上の全伸びと、３０％以上の穴広げ率という良好な加工性に加え、耐遅れ破壊特性および材質均一性に優れていることが判る。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、伸び、穴広げ率、耐遅れ破壊特性、材質均一性の少なくとも１つの特性が劣る。【００８５】
【表１】
0005896085.tif 000004
【００８６】
【表２】
0005896085.tif 000005
【００８７】
【表３】
0005896085.tif 000006
【要約】  本発明は、優れた伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性を有し、材質均一性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。  本発明に係る鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。また、鋼板のミクロ組織は、平均結晶粒径が４μｍ以下のフェライトを体積分率で５〜２０％、残留オーステナイトを体積分率で５％以下（０％含む）、焼戻しマルテンサイトを体積分率で８０〜９５％を有し、かつ、フェライトの平均自由行程が３．０〜７．５μｍである。