(57)【要約】      （修正有）【課題】    第２相組織の形態制御によって、室温での伸びおよび伸びフランジ性を改善した、上記ＴＰＦ鋼タイプのＴＲＩＰ型複合組織鋼板を提供することを目的とする。【解決手段】    Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、鋼組織占積率で、ポリゴナルフェライトが８０％以上、残留オーステナイトが１〜７％、残部がベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる複合組織鋼板であって、この複合組織中の残留オーステナイトとマルテンサイトとの第２相の内、アスペクト比が１；３以下で、平均粒径が０．５μｍ以上である、粗大な塊状の第２相を少なくして、複合組織鋼板の伸びおよび伸びフランジ性を向上させる。【選択図】図１
2006176807.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、鋼組織占積率でポリゴナルフェライトが８０％以上、飽和磁化測定法により測定した体積分率で残留オーステナイトが１〜７％、残部がベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる複合組織鋼板であって、この複合組織中の第２相組織はマルテンサイト及び残留オーステナイトであり、この第２相組織の内、アスペクト比が１；３以下で、平均粒径が０．５μｍ以上である塊状の第２相組織が、４０００倍の走査型電子顕微鏡で観察した際に、７５０μｍ2 中に１５個以下であることを特徴とする、伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の一種または二種以上を含有するものである請求項１に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）の一種または二種以上を含有するものである請求項１または２に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）の一種または二種を含有するものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、伸び及び伸びフランジ性に優れ、成形性に優れた、５９０ＭＰａ級の高強度ＴＲＩＰ（歪み誘起変態）冷延鋼板に関するものである。本発明において冷延鋼板とは、表面処理されない冷延鋼板はもとより、電気めっきや溶融めっき、あるいは化学的な表面処理や表面被覆などの、表面処理された冷延鋼板も含みうるものである。
【背景技術】
【０００２】
上記鋼板は、自動車、電機、機械等といった様々な産業分野で広く有効に活用されるものであるが、以下では代表的な用途例として、自動車の車体に使用する場合を中心に説明を進める。
【０００３】
自動車鋼板の軽量化に伴う燃費の軽減を図り、衝突時の安全性確保を主な背景として、高強度鋼板の需要は益々増大しており、最近では、排ガス低減による地球環境保全の観点からもその需要が一層高まっている。
【０００４】
しかしながら、高強度鋼板といえども成形性に対する要求は強く、夫々の用途に応じ、適切な成形性を兼ね備えていることが求められている。特に複雑形状のプレス成形加工が施される自動車パネルやフレーム用途においては、張り出し成形性（延性＝伸び）と、伸びフランジ性［穴拡げ性（局部的な延性）］の両方を兼備した高強度鋼板の提供が切望されている。
【０００５】
この様な優れた強度と延性を兼ね備えている要求特性を具備しつつ、自動車の衝撃安全性及び軽量化を目的として開発された高強度高延性鋼板の一つとして、ＴＲＩＰ鋼板（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性鋼板）が挙げられる。このＴＲＩＰ鋼板は、組織中に残留オーステナイト（γＲ）を生成させた、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの混合組織からなる。そして、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）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（γR）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鋼板である。
【０００６】
例えば、ポリゴナル・フェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型複合組織鋼（ＴＰＦ鋼）、焼戻マルテンサイトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型焼戻マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）、ベイニティック・フェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型ベイナイト鋼（ＴＢＦ鋼）等が知られている。
【０００７】
この内、上記ＴＰＦ鋼について、加工性の良好な高強度鋼板を開発しようとする試みは従来からなされている。例えば、特許文献１には、ベイナイト変態温度域に加熱した後、所定時間保持して（所謂オーステンパ処理）製造し、拡散定数の大きいＣが未変態オーステナイト中に濃化して安定化し、室温においてオーステナイトをマルテンサイトに変態することなく残存させ得る結果、加工性の良好な高強度鋼板が得られる旨記載されている。
【０００８】
しかしながら、前記した、延性と加工性の両立が重要視されている昨今においては、伸びと、伸びフランジ性の更なる向上が必要である。特に、伸びフランジ性は、特に自動車の足周り部品等として用いられる鋼板や、加工の厳しい車体（ボディ）用鋼板などに要求される特性である。このため、ＴＲＩＰ鋼板による軽量化効果が最も期待できる足周り部品等への適用を促進するうえでも、ＴＲＩＰ鋼板における伸びフランジ性の改善が切望されている。
【０００９】
そこで、ＴＰＦ鋼について、γＲによる優れた強度・延性のバランスを維持しつつ、しかも、伸びフランジ性（穴広げ性）等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、従来から種々の検討がなされている。例えば、特許文献２には、熱延鋼板ではあるが、ミクロ組織として、フェライト、ベイナイト、及びγＲの３相で構成され、且つ、フェライト占有率とフェライト粒径の比、及びγＲの占有率を所定範囲に制御した鋼板が開示されている。これは、「γＲの増加は、強度−延性バランスの向上、全伸びの向上をもたらすが、その効果は、γＲの微細化により高まること；更にγＲが微細化すると、伸びフランジ性などの成形性も向上する」という知見に基づいてなされたものである。しかし、実際の伸びフランジ性の向上効果は低いという問題がある。
【００１０】
この伸びフランジ性改善に関し、従来から、ＴＲＩＰ型複合組織鋼板におけるγＲとマルテンサイトとからなる第２相の影響が言われている。この点、γＲの歪み誘起変態の量は、特に加工温度によって制御できることから、ＴＲＩＰ鋼板を５０〜２５０℃の温度で温間加工し、第２相のγＲを微細針状化して伸びフランジ性を改善する方法も提案されている。
【００１１】
例えば、非特許文献１には、温間伸びフランジ性に及ぼす第２相形態の影響について、ＴＲＩＰ型複合組織鋼板［フェライト（ポリゴナルフェライトのこと）、ベイナイト、及びγＲからなるＴＤＰ鋼板］を用いて検討した結果が報告されている。この非特許文献１によれば、第２相を微細均一化したＴＹＰＥＩＩＩにおけるλは、第２相が連結型（塊状）となっているＴＹＰＥＩに比べて高くなるが、このような温間加工によるλ改善効果は、打抜き温度Ｔｐを１５０℃まで高めた場合にのみ認められ、室温で打抜き加工したときには認められないこと（Ｆｉｇ．５）が示されている。
【００１２】
これら非特許文献１における一連の実験結果は、上記ＴＤＰ鋼板のγＲを微細均一としても、室温での打抜き加工ではλ改善効果が得らず、打抜き加工温度を高めた場合しかλ改善効果が得られないことを示すものである。そして、上記文献には、この様な微細形態のγＲを有する鋼の全伸び及び一様伸びは、第２相が連結型となっている鋼に比べて小さい（局部伸びは大きくなっている）ことも記載されている。
【００１３】
また、非特許文献２には、上記ＴＤＰ鋼板の第２相形態（γＲ）と伸び特性（均一伸び及び全伸び）との関係について調べた結果が開示されており、γＲを微細針状型（ＴＹＰＥＩＩＩ）に制御すると、連結型γＲ（ＴＹＰＥＩ）に比べ、室温での伸び特性は高くなるが、当該微細針状型γＲ鋼板を温間加工すると、伸び特性はかえって低下してしまう（Ｆｉｇ．２）、という、一見非特許文献１と相矛盾することが開示されている。
【００１４】
一方、特許文献３には、伸びフランジ性を高めるために、ＴＲＩＰ型複合組織鋼板における、第２相組織としての、残留オーステナイトのＣ（炭素）濃度（ＣγR ）を一定以上とし、かつ、ラス状残留オーステナイトの比率を大きくすることが開示されている。
【００１５】
更に、特許文献４では、母相組織はフェライト、第２相組織はマルテンサイト及び残留オーステナイトであるＴＰＦ鋼について、第２相組織の面積率を規制するとともに、残留オーステナイトの最低体積率（ＶｔγＲ）を規定し、更にフェライト粒内の残留オーステナイトの面積率（ＳＦγＲ）と、前記ＶｔγＲとの比（ＳＦγＲ／ＶｔγＲ）を規定している。
【特許文献１】特開平２−９７６２０号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特開平９−１０４９４７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】特開２００４−９１９２４号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】特開２００４−４３９０８号公報（特許請求の範囲）
【非特許文献１】長坂明彦，杉本公一，小林光征，「残留オーステナイトの変態誘起塑性        による高強度鋼板の伸びフランジ性の改善」，材料とプロセス（日本鉄        鋼協会論文集），ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ「討３５」，１９９５年，第８巻        ，ｐ．５５６〜５５９
【非特許文献２】杉本公一，近藤剛，小林光征，橋本俊一，「ＴＲＩＰ型複合組織鋼の温        間張り出し成形性（第２相形態の影響−２）」，材料とプロセス（日本        鉄鋼協会論文集），ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ「討５１８」，１９９４年，第        ７巻，ｐ．７５４
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
前記特許文献３のように、第２相組織としての残留オーステナイトのＣ濃度（ＣγR ）や、ラス状残留オーステナイトの比率を大きくした場合に、伸びフランジ性は改善される。
【００１７】
また、前記特許文献４のように、第２相組織の面積率や、残留オーステナイトの体積率を一定範囲に規定することによっても、確かに伸びフランジ性は改善される。
【００１８】
しかし、上記ＴＰＦ鋼のようなＴＲＩＰ型複合組織鋼板においては、第２相組織の形態による影響も大きく、この点を明確に制御しない限り、伸びおよび伸びフランジ性が確実に改善される訳ではない。
【００１９】
そして、この第２相組織の形態についても、前記非特許文献１のように、温間加工の場合には、第２相を微細均一化した場合の方が、第２相が連結型（塊状）となっている場合に比べてλが高くなるが、室温で打抜き加工したときには、この効果は認められない、との知見もある。
【００２０】
したがって、上記ＴＰＦ鋼のようなＴＲＩＰ型複合組織鋼板においては、この第２相組織の形態による伸びフランジ性などへの影響が、これまで必ずしも明確ではなかった。また、同時に、伸びフランジ性と伸びの両特性を兼ね備えたＴＰＦ鋼のようなＴＲＩＰ型複合組織鋼板を得ることは困難な課題であることも分かる。
【００２１】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、この第２相組織の形態による伸びフランジ性などへの影響を明確化した上で、第２相組織の形態制御によって、室温での伸びおよび伸びフランジ性を改善した、上記ＴＰＦ鋼タイプの５９０ＭＰａ級の高強度ＴＲＩＰ型複合組織鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００２２】
この目的を達成するために、本発明の伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織鋼板の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、且つ、鋼組織占積率でポリゴナルフェライトが８０％以上、飽和磁化測定法により測定した体積分率で残留オーステナイトが１〜７％、残部がベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる複合組織鋼板であって、この複合組織中の第２相組織はマルテンサイト及び残留オーステナイトであり、この第２相組織の内、アスペクト比が１；３以下で、平均粒径が０．５μｍ以上である塊状の第２相が、４０００倍の走査型電子顕微鏡で観察した際に、７５０μｍ2 中に１５個以下であることとする。
【発明の効果】
【００２３】
本発明では、鋼組織のうち、ポリゴナル・フェライトからなる母相組織を除く、残留オーステナイト（γＲ）とマルテンサイトとを「第２相組織」と定義する。
【００２４】
本発明者らの知見によれば、ポリゴナル・フェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＰＦ鋼板である、ＴＲＩＰ型複合組織鋼板では、残留オーステナイトや、残留オーステナイトが変態したマルテンサイトからなる、粗大で塊状の第２相は、室温における成形加工の際の破壊の起点となり、伸びフランジ性を確実に低下させる。
【００２５】
ＴＲＩＰ型複合組織鋼板では、上記第２相自体を必然的に含む。但し、この第２相が粗大で塊状となった場合に、ＴＰＦ鋼板では、伸びフランジ性を著しく低下させる。これに対して、本発明のように、この第２相を一定量以下に微細化させてやる、言い換えると、粗大で塊状の第２相を少なくすれば、伸びフランジ性を確実に改善できる。
【００２６】
しかも、この粗大で塊状の第２相を少なくすれば、通常は、伸びフランジ性と相矛盾する特性である、伸びも確実に改善できる。
【００２７】
そして、この本発明のような、第２相の微細化制御は、従来の鋼板の製造工程を大きく変えることなく実現できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
（鋼組織）
まず、本発明の鋼組織について、以下に説明する。
本発明冷延鋼板は、前提として、５９０ＭＰａ級の高強度において、優れた伸びと伸びフランジ性を確保する。このために、鋼組織は、前記ＴＰＦ鋼と称される、鋼組織占積率で、ポリゴナルフェライトが８０％以上、残留オーステナイトが１〜７％、残部がベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる、ＴＲＩＰ型複合組織からなる。
【００２９】
（ポリゴナルフェライト）
本発明冷延鋼板組織における主相であるポリゴナルフェライトが、占積率で８０％未満では、ポリゴナルフェライトによる、５９０ＭＰａ級の高強度における伸びと伸びフランジ性確保の効果が発揮されない。したがって、伸びと、伸びフランジ性の確保のために、ポリゴナルフェライトの全組織に対する占積率は８０％以上とする。
【００３０】
ポリゴナルフェライトは、多角体の塊状フェライトであるが、転位密度がないか或いは極めて少ない下部組織を有し、転位密度の高い下部組織（ラス状組織は、有していても有していなくても良い）を持った板状のフェライトであるベイニティック・フェライトや、細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会  基礎研究会  発行『鋼のベイナイト写真集−１』参照）。
【００３１】
したがって、ポリゴナルフェライトは、上記特徴によって、ベイニティック・フェライトや、準ポリゴナル・フェライトとは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察によって、以下の通り、明瞭に区別される。
【００３２】
即ち、ポリゴナル・フェライトは、ＳＥＭ組織写真において黒色であり、多角形の形状で、内部に、残留オーステナイトやマルテンサイトを含まない。一方、ベイニティック・フェライトは、ＳＥＭ組織写真では濃灰色を示し、ベイニティック・フェライトと、ベイナイトや残留オーステナイトやマルテンサイトとを分離区別できない場合も多い。
【００３３】
ポリゴナルフェライトや、その他のベイナイト、マルテンサイトなどの変態組織の占積率は、鋼板の１／４の厚さ部分のＳＥＭ観察（倍率４０００倍）により組織観察したのち、上記画像解析によって、面積率として占積率を測定する。具体的には、まず、鋼板をナイタールで腐食してＳＥＭ（走査型電子顕微鏡：×４０００）で観察し、板厚約１／４の位置（ｔ／４位置）における、圧延面と平行な面を写真撮影する。上記写真のうち、白色に腐食された組織をトレースし、市販の画像ソフト［汎用画像処理ソフト「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ」（Ｍｅｄｉａ，Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）］を用いて、各組織の面積率としての占積率を測定する。
【００３４】
（残留オーステナイト）
残留γは、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果を発揮するための本質的な組織であり、伸び（延性）の向上に有用である。この様な作用を有効に発揮させるには、残留γを全組織に対する占積率で１％以上とする。一方、７％を超えて存在すると局部変形能や伸びフランジ性が劣化する。したがって、残留γは、比較的少ないレベルでの一定の占積率とし、１〜７％とする。
【００３５】
本発明では、鋼組織において、上記ポリゴナルフェライトと残留オーステナイトとの占積率を満たせば、残部の組織に、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトが含まれる複合組織であって良い。
【００３６】
（γＲ占積率の測定）
残留オーステナイトの上記占積率（％）は、上記ポリゴナルフェライトなどの組織とは異なり、公知の飽和磁化測定法により、体積率（体積分率）として測定する。飽和磁化測定方法は、Ｘ線回折による方法に比べ、精度の良好な残留オーステナイトの定量方法として知られている。その測定方法の詳細は、前記した特許文献４にも記載している。
【００３７】
具体的には、一定の形状を有する測定対象試料（３．６ｍｍｔ×４ｍｍＷ×３０ｍｍＬの試験片）の飽和磁化量（Ｉ）、および測定対象試料と実質的に同一成分であってγＲが体積率で０％である場合の飽和磁化量（Ｉｓ）を実測または計算により求め、次式に基づき、測定対象試料中のγＲ量を算出するものである。γＲ（体積％）＝（１−Ｉ／Ｉｓ）×１００
【００３８】
装置としては、前記した特許文献４にも記載している、公知の飽和磁化測定装置を用い、電極石間ギャップを３０ｍｍ、室温における印加磁化を５０００〜１００００Ｏｅ（エルステッド）として行い、ヒステリシスループの両極最大磁化平均値をもって飽和磁化量とする。上記飽和磁化量は、測定温度の変化に影響を受け易いことから、室温で測定する場合には、例えば２３℃±３℃の範囲内で行うことが好ましい。
【００３９】
測定対象試料としては、例えば、形状が１．２ｍｍｔ×４ｍｍＷ×３０ｍｍＬの鋼片（得られた鋼板の両端部から中心位置付近において、ワイヤーカットにて歪みを与えない様に細心の注意をして３枚を切り出し、重ね合わせて３．６ｍｍｔとしたもの）を用いる。また、電極石間ギャップを３０ｍｍ、室温において印加磁化を５０００Ｏｅ（エルステッド）として行い、ヒステリシスループの両極最大磁化平均値をもって飽和磁化量とする。次に、前述した方法により、上記測定対象試料中の飽和磁化量（Ｉ）を測定した後、当該試料を４２０℃で１５時間のオーステンパ処理を施すなど、γＲを０体積％としたときの試料中の飽和磁化量（Ｉｓ）を測定し、これらを上記式に代入してγＲの体積分率（ＶｔγＲ）を得る。
【００４０】
（第２相組織）
本発明では、以上のような複合組織とすることを前提に、伸びフランジ性と伸びを確実に改善するために、この複合組織中の、残留オーステナイトとマルテンサイトとの第２相組織の内、粗大な塊状の第２相組織（以下、単に第２相とも言う）を少なくする。
【００４１】
この粗大な塊状の第２相は、より具体的に、アスペクト比が１；３以下で、平均粒径が０．５μｍ以上である塊状の第２相と規定される。アスペクト比が１；３を超え、かつ、平均粒径が０．５μｍ未満の微細な第２相は、打抜き穴広げ加工の際の破壊の起点とはならず、伸びフランジ性や伸びを低下させない。一方、上記規定による粗大な塊状の第２相は、打抜き穴広げ加工の際の破壊の起点となり、伸びフランジ性を確実に低下させる。
【００４２】
したがって、本発明では、上記規定による粗大な塊状の第２相の数を、複合組織を４０００倍の走査型電子顕微鏡で観察した際に、７５０μｍ2 中に１５個以下であるように、少なくする。
【００４３】
上記規定による粗大な塊状の第２相が、複合組織の上記観察条件で、７５０μｍ2 中に１５個を超えて存在した場合、打抜き加工の際の破壊の起点が臨界的に多くなり、伸びフランジ性が確実に低下する。また、伸びも低くなる。
【００４４】
したがって、本発明では、伸びフランジ性と伸びを確実に改善するために、第２相の内、アスペクト比が１；３以下で、平均粒径が０．５μｍ以上である塊状の第２相が、４０００倍の走査型電子顕微鏡で観察した際に、７５０μｍ2 中に１５個以下であることとする。
【００４５】
（化学成分組成）
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の
単位はすべて質量％である。本発明では、冷延鋼板の、上記した組織と、伸びフランジ性と伸びなどの特性を保障するために、基本的には、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板とする。
【００４６】
そして、この基本組成に対して、更に、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の一種または二種以上を含有しても良い。また、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）の一種または二種以上を含有しても良い。更に、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）の一種または二種を含有しても良い。
【００４７】
以下に、各元素の含有量と含有の意義について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．１２％
Ｃは、鋼板の強度及びγＲを確保する為に必須の元素である。Ｃの含有量が０．０２％未満では、熱延鋼板を巻取りした後、或いは冷延鋼板を焼鈍した後、各鋼板中に存在するγＲが極めて少なくなり、全組織に対する占積率で１％以上を確保できない。このため、γＲによる所望のＴＲＩＰ効果が充分得られない。一方、Ｃを０．１２％を超えて含有させると、上記規定による粗大な塊状の第２相の生成が多くなり、破壊の起点が増す為、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１２％の範囲とする。
【００４８】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜２．０％
ＳｉおよびＡｌは、γＲが分解して炭化物が生成するのを抑制する元素である。また、Ｓｉは固溶強化元素、Ａｌは脱酸元素としても有用である。このような効果を発揮させるためには、ＳｉとＡｌとを合計で０．５％以上含有させる必要がある。ＳｉとＡｌとの合計含有量が０．５％未満では、γＲが極めて少なくなり、全組織に対する占積率で１％以上を確保できない。このため、γＲによる所望のＴＲＩＰ効果が充分得られない。
一方、ＳｉとＡｌとの合計で２．０％を超えて含有させても、その効果は飽和し、却って、熱間脆性を起こして圧延中に割れやすくなる。したがって、ＳｉとＡｌの合計含有量は０．５〜２．０％の範囲とする。
【００４９】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎはオーステナイトを安定化させ、γＲの生成に寄与する元素である。Ｍｎの含有量が１．０％未満では、鋼板中に存在するγＲが極めて少なくなり、全組織に対する占積率で１％以上を確保できない。このため、γＲによる所望のＴＲＩＰ効果が充分得られない。一方、Ｍｎを２．０％を超えて含有させると、上記効果が飽和し、また、鋳片の割れなどの悪影響が生じる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜２．０％の範囲とする。
【００５０】
本発明は上記成分を基本的に含有し、残部は実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明鋼板の特性を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有することができる。
【００５１】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの一種または二種以上
これらの元素はいずれも、析出強化および組織微細化作用による高強度化効果を有している。この様な効果を有効に発揮させる為に、選択的に含有させる場合は、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の一種または二種以上を含有させる。但し、これらの元素含有量が各々０．１％の上限を超えると炭化物が生成し、所望のγＲ量が得られない。
【００５２】
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの一種または二種以上
これらの元素は共に、鋼の強化元素であり、また、オーステナイトを安定化させ、γＲの生成に寄与する効果を有する。この様な効果を有効に発揮させる為に、選択的に含有させる場合は、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）の一種または二種以上を含有させる。但し、これらの元素含有量が各々０．１％の上限を超えると、圧延中に割れやすくなる。
【００５３】
Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種
ＣａとＲＥＭは、鋼中の硫化物の形態を制御し、加工性の向上に有効である。この様な効果を有効に発揮させる為に、選択的に含有させる場合は、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）の一種または二種を含有させる。但し、これらの元素含有量が各々０．００３％の上限を超えて含有させても効果が飽和し、経済的ではない。
【００５４】
これ以外の元素は不純物であり、その含有量は少なくすることが好ましい。
例えば、Ｐは０．１５％以下とすることが好ましい。Ｓは０．０２％以下とすることが好ましい。Ｎは０．０２％以下とすることが好ましい。
【００５５】
次に、本発明鋼板を製造する方法につき、以下に説明する。
本発明鋼板の製造方法は、製鋼、熱延および冷延までは、冷延鋼板の連続焼鈍条件を除き、５９０ＭＰａ級の高強度ＴＲＩＰ（歪み誘起変態）冷延鋼板を製造する常法にて製造可能である。
【００５６】
例えば、熱延工程としては、Ａｒ３点以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。
【００５７】
また、冷延は約３０〜７０％の冷延率を施すことが推奨される。更に、連続焼鈍された冷延鋼板は、表面処理されない冷延鋼板ままか、必要により、電気めっきや溶融めっき、あるいは化学的な表面処理や表面被覆などの表面処理されて、製品冷延鋼板とされる。
【００５８】
ここで、冷延鋼板の連続焼鈍条件は、鋼組織を、組織占積率で、ポリゴナルフェライトが８０％以上、残留オーステナイトが１〜７％、残部がベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる複合組織鋼板とした上で、この複合組織中の残留オーステナイトとマルテンサイトとの第２相を、前記規定した通り、微細化させ、かつ粗大な塊状の第２相を少なくし、伸びおよび伸びフランジ性が優れたものとする点で重要である。
【００５９】
このために、連続焼鈍条件は、冷延鋼板をＡ３点以上のオーステナイト（γ）温度域に加熱した後、ベイナイト変態域へ平均冷却速度３０℃／ｓ以上のできるだけ速い冷却速度で、急冷する必要がある。このように、冷延鋼板をオーステナイト（γ）温度域に加熱した後、このγ域から過冷却することによって、フェライト変態の核が増加する。このため、通常の２相域（Ａ１点〜Ａ３点）での加熱と、その２相域からの冷却に比較して、フェライトの粒成長も均一に起こりやすく、第２相を、前記規定した通り、微細化させ、かつ粗大な塊状の第２相を少なくすることができる。
【００６０】
連続焼鈍条件を、通常の２相域（Ａ１点〜Ａ３点）での加熱と、その２相域からの冷却とした場合、特に、粗大な塊状の第２相が多くなって、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。前記した従来のＴＰＦ鋼タイプの５９０ＭＰａ級高強度ＴＲＩＰ鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が確実には改善されなかったのは、この連続焼鈍条件にもよると推考される。
【００６１】
また、連続焼鈍において、オーステナイト（γ）温度域に加熱しても、冷却速度が遅い場合、複合組織中の残留オーステナイトとマルテンサイトとの第２相が、前記規定した通り、微細化せず、かつ粗大な塊状の第２相が多くなる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００６２】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制
限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは
全て本発明の技術範囲に包含される。
【実施例】
【００６３】
表１に記載の化学成分組成を有する鋼片（表中の単位は質量％）を連続鋳造し、得られたスラブを１２００℃で加熱し、９００℃で仕上圧延してから冷却し、約５００℃で巻取って３ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。次いで冷間圧延により１．２ｍｍ厚の冷延工程を得た後、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）にて、表２に示す各種加熱温度と冷却速度にて、再結晶焼鈍（連続焼鈍）し、ベイナイト変態域まで冷却し、種々の冷延鋼板を得た。
【００６４】
この様にして得られた各鋼板につき、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて、降伏強度（ＹＰ：ＭＰａ）、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、全伸び（Ｔ−ＥＬ：％）を測定した。
【００６５】
また、各鋼板の伸びフランジ性を評価するため、穴広げ率λ（％）を求めた。穴広げ率λは、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準じて、上記得られた各鋼板から採取した試験片（板厚×１００ｍｍ×１００ｍｍ）に、穴径ｄ０＝１０ｍｍΦの穴を打ち抜き、ついで頂角６０°の円錐ポンチを、剪断面に「かえり」のある側の反対側から押入して、打ち抜いた穴を拡げる成形を行い、穴縁の亀裂が板厚を貫通した時の穴径ｄ（ｍｍ）を求めた。そして、λ（％）を〔（ｄ−ｄ０）／ｄ０〕×１００により求めた。これらの結果を表２に示す。
【００６６】
そして、本発明では、引張強度が５９０ＭＰａ以上で、全伸びが３０％以上、λが８０％以上、ＴＳ×ＥＬ（ＭＰａ％）が１９０００以上、ＴＳ×λ（ＭＰａ％）が５４０００以上、をすべて満足する鋼板を伸びおよび伸びフランジ性が優れる「本発明例」として評価した。
【００６７】
更に、前述した各測定方法に従い、ポリゴナルフェライトの画像解析による面積率と、残留オーステナイトの飽和磁化測定法により測定した体積分率を求めた。また、複合組織中の残留オーステナイトとマルテンサイトとの第２相の内、アスペクト比が１；３以下で、平均粒径が０．５μｍ以上である塊状の第２相の個数を、４０００倍の走査型電子顕微鏡で観察して、７５０μｍ2 中の個数として求めた。これらの結果も表２に示す。
【００６８】
なお、発明例、比較例ともに、前記定量化したポリゴナルフェライトと残留オーステナイト以外の残部の鋼組織は、前述した画像解析による測定方法に従って測定した結果は、ベイナイトとマルテンサイトであった（表２にはＢ＋Ｍと記載）。
【００６９】
表２から明らかなように、表１のＢ、Ｃ、Ｆ〜Ｎの本発明組成範囲内の鋼を用い、連続焼鈍における加熱温度がγ域であり、かつ冷却速度が速い、発明例１〜１３は、本発明組織規定を満足する。即ち、占積率でポリゴナルフェライトが８０％以上、飽和磁化測定法により測定した体積分率で残留オーステナイトが１〜７％であって、アスペクト比が１；３以下で、平均粒径が０．５μｍ以上である粗大な塊状の第２相組織が、４０００倍の走査型電子顕微鏡で観察した際に、７５０μｍ2 中に１５個以下である。この結果、引張強度が５９０ＭＰａ以上で、上記特性をすべて満足しており、伸びおよび伸びフランジ性が優れる。
【００７０】
これに対して、同じ発明鋼Ｂ、Ｃを用いているのの、連続焼鈍における加熱温度が２相域で低過ぎる比較例１７、１９は、ポリゴナルフェライトの占積率と残留オーステナイトの体積分率とは満足するものの、粗大な塊状の第２相組織が多過ぎる。このため、伸びおよび伸びフランジ性が著しく低い。
【００７１】
また、発明例の中でも、同じ鋼Ｂを用いた発明例１と２、同じ鋼Ｃを用いた発明例３と４との比較において、連続焼鈍における冷却速度が比較的遅い発明例２や４は、冷却速度が比較的速い発明例１や３に比して、塊状の粗大な第２相の個数が比較的多くなっている。このため、伸びおよび伸びフランジ性が比較的低い。
【００７２】
更に、同じ発明鋼Ｂを用いているのの、発明例２や４に比しても、連続焼鈍における冷却速度が好ましい条件から外れて遅い比較例１８、２０は、塊状の粗大な第２相の個数が本発明の上限規定を外れて多くなっている。このため、伸びおよび伸びフランジ性が著しく低い。
【００７３】
上記発明例１と比較例１７との鋼板組織の、４０００倍の走査型電子顕微鏡観察写真（図面代用写真）を図１、２に各々示す。発明例１の図１では、上記規定の粗大な塊状の第２相が３個しか観察されないが、比較例１７の図２では、上記規定の粗大な塊状の第２相が多数（１７個）観察される。
【００７４】
図１、２において、主相となるポリゴナルフェライトは、黒色で多角形の形状として多数観察される。なお、ベイナイトとマルテンサイトとは、目視では判別しにくく、画像解析でしか識別できない。
【００７５】
これらの結果から、塊状の粗大な第２相の個数の伸びおよび伸びフランジ性に対する臨界的な意義が分かる。また、塊状の粗大な第２相の個数を少なくするための、連続焼鈍における加熱温度と冷却速度の好ましい条件の意義も裏付けられる。
【００７６】
比較例１４は、表１の鋼ＡのＣ含有量が下限に外れる。このため、鋼板中に存在するγＲの占積率が下限の１％未満である。このため、γＲによる所望のＴＲＩＰ効果が充分得られず、強度が低く、強度延性バランスが低い。
【００７７】
比較例１５は、表１の鋼ＤのＣの含有量が上限に外れる。このため、上記規定による粗大な塊状の第２相の個数が上限を超えて多くなり、伸びおよび伸びフランジ性が著しく低い。
【００７８】
比較例１６は、表１の鋼ＥのＳｉの含有量が低過ぎる。このため、Ｓｉ＋Ａｌが下限に外れ、鋼板中に存在するγＲの占積率が下限の１％未満である。したがって、γＲによる所望のＴＲＩＰ効果が充分得られず、強度が低く、強度延性バランスが著しく低い。
【００７９】
【表１】
2006176807.tif 000003
【００８０】
【表２】
2006176807.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００８１】
以上説明したように、本発明によれば、第２相組織の形態による影響を明確化した上で、第２相組織の形態制御によって、室温での伸びおよび伸びフランジ性を改善した、上記ＴＰＦ鋼タイプのＴＲＩＰ型複合組織鋼板を提供できる。このため、本発明鋼板は、自動車、電機、機械等、優れた強度と成形性が要求されるパネルやフレームなどの構造材に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【００８２】
【図１】本発明の鋼板組織を示す、図面代用写真である。
【図２】比較例の鋼板組織を示す、図面代用写真である。
【図１】
2006176807.tif 000005
【図２】
2006176807.tif 000006