(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０５％〜６．００％、
Ｍｎ：１．５０％〜１０．００％、
酸可溶性Ａｌ：０．０１％〜１．００％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．０％〜０．２％、
Ｎｂ：０．０％〜０．２％、
Ｖ：０．０％〜０．２％、
Ｃｒ：０．０％〜１．０％、
Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｎｉ：０．０％〜１．０％、
Ｃａ：０．００％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００％〜０．０１％、
Ｚｒ：０．００％〜０．０１％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５％〜８０％、
ベイナイト、マルテンサイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織：２０％〜９５％、
前記残留オーステナイト：５．０％以上、かつ
厚さ方向に垂直な面内の線上での前記硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下、
で表される鋼組織を有することを特徴とする鋼板。
【請求項２】
前記化学組成において、質量％で、
Ｔｉ：０．００３％〜０．２％、
Ｎｂ：０．００３％〜０．２％、若しくは
Ｖ：０．００３％〜０．２％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記化学組成において、質量％で、
Ｃｒ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｏ：０．００５％〜１．０％、
Ｃｕ：０．００５％〜１．０％、若しくは
Ｎｉ：０．００５％〜１．０％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
【請求項４】
前記化学組成において、質量％で、
Ｃａ：０．０００３％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００３％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００３％〜０．０１％、若しくは
Ｚｒ：０．０００３％〜０．０１％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のボディー構造部品を始めとする機械構造部品等に好適な高強度鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用した自動車の車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性の確保のためにも、車体に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。車体の更なる軽量化を進めていくためには、更なる強度の向上が重要である。その一方で、車体の部品によっては、優れた成形性が要求される。例えば、骨格系部品用の高強度鋼板には、優れた伸び及び穴広げ性が要求される。特に、自動車の骨格部材であるメンバー（サブフレーム）及びリンフォース（補強部材）に用いられる高強度鋼板には、良好な延性のみならず、優れた穴広げ性が求められる。【０００３】
しかしながら、強度の向上及び成形性の向上の両立は困難である。強度の向上及び成形性の向上の両立を目的とした技術が提案されているが、これらによっても十分な特性を得ることはできない。また、近年では、更なる強度の向上が求められており、成形性の向上との両立を目的とした技術が提案されているが、成形性、特に、穴広げ性の向上は困難である。一方、鋼板の生産性の向上に伴って、鋼板の品質調査における試験速度を向上させた条件下での優れた穴広げ性が望まれるが、従来の鋼板では、加工速度が速い場合における穴広げ性の向上は困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００９−１３４８８号公報
【特許文献２】特開２０１２−３６４９７号公報
【特許文献３】特開２００２−８８４４７号公報
【特許文献４】特開２００９−２４９６６９号公報
【特許文献５】特開２０１０−６５３０７号公報
【特許文献６】特開２００２−６６６０１号公報
【特許文献７】特開２０１４−３４７１６号公報
【特許文献８】国際公開第２０１４／１７１４２７号
【特許文献９】特開昭５６−６７０４号公報
【特許文献１０】特開２００６−２０７０１６号公報
【特許文献１１】特開２００９−２５６７７３号公報
【特許文献１２】特開２０１０−１２１１７５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、優れた強度及び成形性を得ることができ、特に高速加工時の成形性も優れた鋼板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】
【０００６】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、従来の鋼板には、ベイナイト、マルテンサイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織がバンド状に連なったバンド状組織が存在すること、バンド状組織が応力集中箇所となり、ボイドの生成が助長されることが明らかになった。マルテンサイトには、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトが含まれる。更に、バンド状組織に起因してボイドの生成箇所が密に存在するため、ボイドの連結が促進されることも明らかになった。すなわち、バンド状組織が穴広げ性に影響を及ぼしていることが明らかになった。そして、本発明者らは、穴広げ性の向上には、バンド状組織を抑制することが重要であることを見出した。さらに、本発明者らは、バンド状組織を抑制することで、成形時の表面性状が向上することも見出した。【０００７】
バンド状組織は、溶製の段階でＭｎ等の合金元素が偏析し、熱間圧延及び冷間圧延において、合金元素が偏析した領域が圧延方向に引き伸ばされることで形成される。従って、バンド状組織の抑制には、合金元素の偏析を抑制することが重要である。また、本発明者らは、バンド状組織の抑制には、仕上げ圧延前に、高温下で格子欠陥を導入してオーステナイトの再結晶を生じさせること、及び合金偏析部のＳｉ濃度を高めることが極めて効果的であることを見出した。すなわち、再結晶により、再結晶オーステナイト粒の粒界に沿った合金元素の拡散が促進され、合金元素が網目状に分布するようになり、合金元素の偏析が抑制されるのである。更に、本発明者らは、Ｓｉを含有させてＭｎ偏析部のＳｉ濃度を高めることで、冷却時により均質にフェライトが形成されてバンド組織が効果的に解消されることを見出した。このような方法によれば、従来の長時間加熱や、高価な合金元素の添加無しに、効果的にバンド組織を解消することができる。【０００８】
穴広げ性は、ＪＩＳ  Ｔ  １００１、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６、又はＪＦＳ Ｔ １００１に規定される方法により評価される。一般的に、穴広げ試験の試験速度は０．２ｍｍ／秒とされている。しかしながら、本発明者らは、試験速度によって得られる試験結果が異なることと、０．２ｍｍ／秒程度の試験速度の試験で得られた結果は、高速加工時の穴広げ性を十分に反映できていないことを見出した。これは、加工速度の上昇に伴ってひずみ速度も上昇するためであると考えられる。従って、高速加工時の穴広げ性の評価には、試験速度を規定されている上限値である１ｍｍ／秒程度とした穴広げ試験で得られた結果が重要であるといえる。そして、本発明者らは、上記のようにバンド組織が解消された鋼板では、試験速度が１ｍｍ／秒の穴広げ試験で得られた結果が良好であることも見出した。【０００９】
本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。【００１０】
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０５％〜６．００％、
Ｍｎ：１．５０％〜１０．００％、
酸可溶性Ａｌ：０．０１％〜１．００％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．０％〜０．２％、
Ｎｂ：０．０％〜０．２％、
Ｖ：０．０％〜０．２％、
Ｃｒ：０．０％〜１．０％、
Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｎｉ：０．０％〜１．０％、
Ｃａ：０．００％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００％〜０．０１％、
Ｚｒ：０．００％〜０．０１％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５％〜８０％、
ベイナイト、マルテンサイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織：２０％〜９５％、
前記残留オーステナイト：５．０％以上、かつ
厚さ方向に垂直な面内の線上での前記硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下、
で表される鋼組織を有することを特徴とする鋼板。
【００１２】
（２）
前記化学組成において、質量％で、
Ｔｉ：０．００３％〜０．２％、
Ｎｂ：０．００３％〜０．２％、若しくは
Ｖ：０．００３％〜０．２％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）に記載の鋼板。
【００１３】
（３）
前記化学組成において、質量％で、
Ｃｒ：０．００５％〜１．０％、
Ｍｏ：０．００５％〜１．０％、
Ｃｕ：０．００５％〜１．０％、若しくは
Ｎｉ：０．００５％〜１．０％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋼板。
【００１４】
（４）
前記化学組成において、質量％で、
Ｃａ：０．０００３％〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００３％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００３％〜０．０１％、若しくは
Ｚｒ：０．０００３％〜０．０１％、
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、鋼組織が適切であるため、優れた強度及び成形性を得ることができ、優れた高速加工時の成形性も得ることができる。また、本発明によれば、バンド状組織を抑制することで、超ハイテンの成形時に発生する縞状の表面欠陥を抑制し、優れた外観を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】図１は、硬質組織の線分率を求める方法を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明の実施形態について説明する。
【００１８】
先ず、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。後述のように、本発明の実施形態に係る鋼板は、スラブの多軸圧縮加工、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍等を経て製造される。従って、鋼板及びスラブの化学組成は、鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５％〜６．００％、Ｍｎ：１．５０％〜１０．００％、酸可溶性Ａｌ：０．０１％〜１．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０％〜０．２％、Ｎｂ：０．０％〜０．２％、Ｖ：０．０％〜０．２％、Ｃｒ：０．０％〜１．０％、Ｍｏ：０．０％〜１．０％、Ｃｕ：０．０％〜１．０％、Ｎｉ：０．０％〜１．０％、Ｃａ：０．００％〜０．０１％、Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、ＲＥＭ（希土類金属：rare earth metal）：０．００％〜０．０１％、Ｚｒ：０．００％〜０．０１％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
【００１９】
（Ｃ：０．０５％〜０．４０％）
Ｃは引張強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０５％未満では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０７％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．４０％超では、マルテンサイトが硬質となり、溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．４０％以下とし、好ましくは０．３５％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とし、更に好ましくは０．２０％以下とする。
【００２０】
（Ｓｉ：０．０５％〜６．００％）
Ｓｉは固溶強化により、穴広げ性を劣化させずに引張強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．２０％以上とし、より好ましくは０．５０％以上とする。Ｓｉは、Ｍｎ偏析部に濃化し、フェライトの生成を助長して、硬質組織のバンド状の分布を抑制する作用も有する。この作用はＳｉ含有量が２．００％以上の場合に特に顕著である。従って、Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以上とし、より好ましくは２．５０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が６．００％超では、合金偏析部のフェライト相安定化効果がＭｎのオーステナイト相安定化効果を上回り、バンド状組織の形成が助長される。従って、Ｓｉ含有量は６．００％以下とし、好ましくは５．００％以下とする。また、Ｍｎ含有量に応じてＳｉが含有されることでより効果的にバンド状の分布を抑制することができる。この観点から、Ｓｉ含有量は、好ましくはＭｎ含有量の１．０倍以上１．３倍以下とする。鋼板の表面性状の観点から、Ｓｉ含有量を２．００％以下としてもよく、１．５０％以下としてもよく、１．２０％以下としてもよい。
【００２１】
（Ｍｎ：１．５０％〜１０．００％）
Ｍｎは引張強度の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が１．５０％未満では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とする。Ｍｎは、高価な合金元素を添加せずに、残留オーステナイト分率を高めることができる。この観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．７０％以上とし、より好ましくは２．００％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１０．００％超では、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は１０．００％以下とする。熱間圧延及び冷間圧延における生産性の観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは４．００％以下とし、より好ましくは３．００％以下とする。
【００２２】
（酸可溶性Ａｌ：０．０１％〜１．００％）
酸可溶性Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。酸可溶性Ａｌ含有量が０．０１％未満では、この作用による効果が十分に得られない。従って、酸可溶性Ａｌ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０２％以上とする。一方、酸可溶性Ａｌ含有量が１．００％超では、溶接性が低下したり、酸化物系介在物が増加して表面性状が劣化したりする。従って、酸可溶性Ａｌ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．８０％以下とする。なお、酸可溶性Ａｌは、Ａｌ２Ｏ３等の酸に可溶しない化合物になっておらず、酸に可溶する。
【００２３】
（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．１０％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０３％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。Ｐは強度の向上に寄与するため、Ｐ含有量は０．０１％以上としてもよい。
【００２４】
（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。Ｓ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。特に、Ｓ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下及び低温靱性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００１５％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇し、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが更に著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
【００２５】
（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００６％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
【００２６】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＺｒは、必須元素ではなく、鋼板及び鋼に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
【００２７】
（Ｔｉ：０．０％〜０．２％、Ｎｂ：０．０％〜０．２％、Ｖ：０．０％〜０．２％）
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは強度の向上に寄与する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量又はこれらの任意の組み合わせは、好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量又はこれらの任意の組み合わせが０．２％超では、熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量又はこれらの任意の組み合わせは０．２％以下とする。つまり、Ｔｉ：０．００３％〜０．２％、Ｎｂ：０．００３％〜０．２％、若しくはＶ：０．００３％〜０．２％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
【００２８】
（Ｃｒ：０．０％〜１．０％、Ｍｏ：０．０％〜１．０％、Ｃｕ：０．０％〜１．０％、Ｎｉ：０．０％〜１．０％）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉは強度の向上に寄与する。従って、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、若しくはＮｉ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量若しくはＮｉ含有量又はこれらの任意の組み合わせは、好ましくは０．００５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量若しくはＮｉ含有量又はこれらの任意の組み合わせが１．０％超では、上記作用による効果が飽和して徒にコストが高くなる。従って、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量若しくはＮｉ含有量又はこれらの任意の組み合わせは１．０％以下とする。つまり、Ｃｒ：０．００５％〜１．０％、Ｍｏ：０．００５％〜１．０％、Ｃｕ：０．００５％〜１．０％、若しくはＮｉ：０．００５％〜１．０％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
【００２９】
（Ｃａ：０．００％〜０．０１％、Ｍｇ：０．００％〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００％〜０．０１％、Ｚｒ：０．００％〜０．０１％）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＺｒは介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ若しくはＺｒ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量若しくはＺｒ含有量又はこれらの任意の組み合わせは、好ましくは０．０００３％以上とする。一方、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量若しくはＺｒ含有量又はこれらの任意の組み合わせが０．０１％超では、表面性状が劣化する。従って、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量若しくはＺｒ含有量又はこれらの任意の組み合わせは０．０１％以下とする。つまり、Ｃａ：０．０００３％〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３％〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００３％〜０．０１％、若しくはＺｒ：０．０００３％〜０．０１％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
【００３０】
ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
【００３１】
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の鋼組織について説明する。本実施形態に係る鋼板は、面積率で、フェライト：５％〜８０％、ベイナイト、マルテンサイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織：２０％〜９５％、かつ厚さ方向に垂直な面内の線上での硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下、で表される鋼組織を有している。マルテンサイトには、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトが含まれる。
【００３２】
（フェライト：５％〜８０％）
フェライトの面積率が５％未満では、１０％以上の破断伸び（ＥＬ）を確保することが難しい。従って、フェライトの面積率は５％以上とし、好ましくは１０％以上とし、より好ましくは２０％以上とする。一方、フェライトの面積率が８０％超では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、フェライトの面積率は８０％以下とし、好ましくは７０％以下とする。
【００３３】
（硬質組織：２０％〜９５％）
硬質組織の面積率が２０％未満では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、硬質組織の面積率は２０％以上とし、好ましくは３０％以上とする。一方、硬質組織の面積率が９５％超では、十分な延性が得られない。従って、硬質組織の面積率は９５％以下とし、好ましくは９０％以下とし、より好ましくは８０％以下とする。
【００３４】
（残留オーステナイト（残留γ）：５．０％以上）
残留オーステナイトの面積率が５．０％以上であると、１２％以上の破断伸びを得やすい。従って、残留オーステナイトの面積率は、好ましくは５．０％以上とし、より好ましくは１０．０％以上とする。残留オーステナイトの面積率の上限は限定されないが、現在の技術水準では、残留オーステナイトの面積率が３０．０％超の鋼板を製造することは容易ではない。
【００３５】
フェライトの面積率及び硬質組織の面積率は次のようにして測定することができる。先ず、鋼板の幅の１／４の位置における幅方向に垂直な断面が露出するように試料を採取し、この断面をレペラーエッチング液により腐食する。次いで、鋼板の表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの領域の光学顕微鏡写真を撮影する。このとき、例えば倍率は２００倍とする。レペラーエッチング液を用いた腐食により観察面が概ね黒色部分及び白色部分に区別できる。そして、黒色部分に、フェライト、ベイナイト、炭化物及びパーライトが含まれ得る。黒色部分のうちで粒内にラメラ状の組織を含む部分がパーライトに相当する。黒色部分のうちで粒内にラメラ状の組織を含まず、下部組織を含まない部分がフェライトに相当する。黒色部分のうちで輝度が特に低く、直径が１μｍ〜５μｍ程度の球状の部分が炭化物に相当する。黒色部分のうちで粒内に下部組織を含む部分がベイナイトに相当する。従って、黒色部分のうちで粒内にラメラ状の組織を含まず、下部組織を含まない部分の面積率を測定することでフェライトの面積率が得られ、黒色部分のうちで粒内に下部組織を含む部分の面積率を測定することでベイナイトの面積率が得られる。また、白色部分の面積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。従って、ベイナイトの面積率並びにマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率から硬質組織の面積率が得られる。この光学顕微鏡写真から、下記の硬質組織の線分率の標準偏差の測定に用いる硬質組織の円相当平均直径ｒを測定することができる。
【００３６】
残留オーステナイトの面積分率は、例えば、Ｘ線測定により特定することができる。この場合、Ｘ線測定で求めた残留オーステナイトの体積分率を、定量金属組織学の観点から残留オーステナイトの面積分率に変換することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いる。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積分率を算出する。
Ｓγ＝（Ｉ２００ｆ＋Ｉ２２０ｆ＋Ｉ３１１ｆ）／（Ｉ２００ｂ＋Ｉ２１１ｂ）×１００
（Ｓγは残留オーステナイトの面積分率、Ｉ２００ｆ、Ｉ２２０ｆ、Ｉ３１１ｆは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ２００ｂ、Ｉ２１１ｂは、それぞれｂｃｃ相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
【００３７】
（厚さ方向に垂直な面内の線上での硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下）
鋼板は、穴広げ加工等の局所的な大変形を加える加工において、ネッキング又は鋼組織内でのボイドの発生及び連結を経て破断に至る。鋼板がくびれた場合の引張変形では、鋼板の中心部が応力集中箇所となり、通常、ボイドは主として鋼板の表面からｔ／２の位置に発生する。そして、ボイドが連結し、ｔ／８以上の大きさまでボイドが粗大化すると、この粗大化したボイドを起点として破断が生じる。上記のような破断の起点となるボイドの発生サイトは、表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの範囲に存在する硬質組織である。従って、表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲における硬質組織の分布が穴広げ性に大きく影響を及ぼす。
【００３８】
そして、上記深さ範囲内での硬質組織の線分率の標準偏差が大きいことは、厚さ方向での硬質組織の割合の変動が大きいこと、即ち鋼組織がバンド状組織になっていることを意味する。特に硬質組織の線分率の標準偏差が０．０５０超では、バンド状組織が顕著であり、応力集中箇所の密度が局所的に高く、十分な穴広げ性が得られない。従って、硬質組織の線分率の標準偏差は、表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ領域内で０．０５０以下とし、好ましくは０．０４０以下とする。
【００３９】
ここで、硬質組織の線分率の標準偏差を測定する方法について説明する。
【００４０】
先ず、面積率の測定と同様にして撮影した光学顕微鏡写真に画像処理を施し、黒色部分と白色部分とに二値化する。図１に、二値化後の像の一例を示す。次いで、観察対象の画像の深さ３ｔ／８の部分から深さｔ／２の部分にかけて、ｒ／３０毎に線分の起点を設定する（ｒは、硬質組織の円相当平均直径である）。観察対象の深さ範囲が３ｔ／８からｔ／２までの厚さｔ／８の領域であるため、起点の数は１５ｔ／４ｒとなる。その後、各起点から厚さ方向に垂直な方向、例えば圧延方向に延びる長さが５０ｒの線分を設定し、この線分上の硬質組織の線分率を測定する。そして、１５ｔ／４ｒ本の線分間の線分率の標準偏差を算出する。
【００４１】
円相当平均直径ｒ及び鋼板の厚さｔは限定されない。例えば、円相当平均直径ｒは５μｍ〜１５μｍ、鋼板の厚さｔは、１ｍｍ〜２ｍｍ（１０００μｍ〜２０００μｍ）である。線分の起点を設定する間隔は限定されず、対象とする画像の分解能、画素数及び測定作業時間等に応じて変更してもよい。例えば、間隔をｒ／１０程度としても、ｒ／３０とした場合と同等の結果が得られる。
【００４２】
表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲は、理論的には無限に細分化でき、厚さ方向に垂直な面も無限に存在する。しかし、これらのすべてについて線分率を測定することはできない。その一方で、上記の測定方法によれば、上記の深さ範囲を十分に微小な間隔で細分化し、無限に細分化した場合と同等の結果を得ることができる。例えば、図１において、Ｘ−Ｘ線上では、硬質組織の線分率が高く、Ｙ−Ｙ線上では、硬質組織の線分率が低い。
【００４３】
本実施形態によれば、例えば、７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られ、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６に規定される方法において穴広げ試験速度を１ｍｍ／秒として測定した場合に３０％以上の穴広げ率（hole expansion ratio：ＨＥＲ）が得られる。また、鋼板から、引張方向が圧延方向と直交する方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取して、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定される方法で測定した場合に１０％以上の破断伸びが得られる。
【００４４】
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有するスラブの多軸圧縮加工、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍をこの順で行う。
【００４５】
（多軸圧縮加工）
スラブは、例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造することができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
【００４６】
スラブは、多軸圧縮加工に供する前に、９５０℃〜１３００℃に加熱する。加熱後の保持時間は限定されないが、穴広げ性の観点から好ましくは３０分間以上とし、過度のスケールロスの抑制の観点から好ましくは１０時間以下とし、より好ましくは５時間以下とする。直送圧延又は直接圧延を行う場合は、スラブを加熱せず、そのまま多軸圧縮加工に供してもよい。
【００４７】
多軸圧縮加工に供するスラブの温度が９５０℃未満では、合金元素の拡散が著しく遅延し、バンド状組織の形成を抑制することができない。従って、スラブの温度は９５０℃以上とし、好ましくは１０２０℃以上とする。一方、多軸圧縮加工に供するスラブの温度が１３００℃超では、徒に製造コストが増加したり、スケールロスが増加して歩留りが低下したりする。従って、スラブの温度は１３００℃以下とし、好ましくは１２５０℃以下とする。
【００４８】
多軸圧縮加工では、９５０℃〜１３００℃のスラブに幅方向の圧縮加工及び厚さ方向の圧縮加工を行う。多軸圧縮加工により、スラブ中のＭｎ等の合金元素が濃化した部分が細分化されたり、格子欠陥が導入されたりする。このため、多軸圧縮加工中に合金元素が均等に拡散し、後の工程におけるバンド状組織の形成が抑制され、極めて均質な組織が得られる。特に、幅方向の圧縮加工は効果的である。すなわち、多軸圧縮加工により、幅方向に連結して存在する合金元素の濃化部が微細に分断され、合金元素が均一に分散するようになる。この結果、単なる長時間加熱による合金元素の拡散では実現できない組織の均質化を、短時間で実現することができる。
【００４９】
幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率が３％未満では、塑性変形により導入される格子欠陥の量が不十分であり、合金元素の拡散が促進されず、バンド状組織の形成を抑制することができない。従って、幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率は３％以上とし、好ましくは１０％以上とする。一方、幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率が５０％超では、スラブ割れが生じたり、スラブの形状が不均一となって熱間圧延で得られる熱延鋼板の寸法精度が低下したりする。従って、幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。
【００５０】
厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率が３％未満では、塑性変形により導入される格子欠陥の量が不十分であり、合金元素の拡散が促進されず、バンド状組織の形成を抑制することができない。また、形状不良により、熱間圧延の際にスラブの圧延ロールへの噛み込みが不良になるおそれがある。従って、厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率は３％以上とし、好ましくは１０％以上とする。一方、厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率が５０％超では、スラブ割れが生じたり、スラブの形状が不均一となって熱間圧延で得られる熱延鋼板の寸法精度が低下したりする。従って、厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。
【００５１】
幅方向の圧延量と厚さ方向の圧延量との差が過度に大きい場合、圧延量が小さい方向に垂直な方向ではＭｎ等の合金元素が十分に拡散せず、バンド状組織の形成を十分に抑制できないことがある。特に圧延量の差が２０％超の場合にバンド状組織が形成されやすい。従って、幅方向と厚さ方向との間の圧延量の差は２０％以下とする。
【００５２】
多軸圧縮加工を少なくとも１回行えば、バンド状組織の形成を抑制することができる。バンド状組織の形成を抑制する効果は、多軸圧縮加工を繰り返すことで顕著になる。従って、多軸圧縮加工の回数は１回以上とし、好ましくは２回以上とする。２回以上の多軸圧縮加工を行う場合、多軸圧縮加工の間でスラブを再加熱してもよい。一方、多軸圧縮加工の回数が５回超では、徒に製造コストが増加したり、スケールロスが増加して歩留りが低下したりする。また、スラブの厚さが不均一になって熱間圧延が困難になる場合がある。従って、多軸圧縮加工の回数は好ましくは５回以下とし、より好ましくは４回以下とする。
【００５３】
（熱間圧延）
熱間圧延では、多軸圧縮加工後のスラブの粗圧延を行い、その後仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延に供するスラブの温度は１０５０℃〜１１５０℃とし、仕上げ圧延では、第１の圧延を行い、その後に第２の圧延を行い、６５０℃以下で巻き取る。第１の圧延では、１０５０℃〜１１５０℃の温度域での圧下率（第１の圧下率）を７０％以上とし、第２の圧延では、８５０℃〜９５０℃の温度域での圧下率（第２の圧下率）を５０％以下とする。
【００５４】
第１の圧延に供するスラブの温度が１０５０℃未満では、仕上げ圧延中の変形抵抗が高く、操業が困難になる。従って、第１の圧延に供するスラブの温度は１０５０℃以上とし、好ましくは１０７０℃以上とする。一方、第１の圧延に供するスラブの温度が１１５０℃超では、スケールロスが増加して歩留りが低下する。従って、第１の圧延に供するスラブの温度は１１５０℃以下とし、好ましくは１１３０℃以下とする。
【００５５】
第１の圧延では、１０５０℃〜１１５０℃の温度域（オーステナイト単相域）で再結晶が生じる。この温度域での圧下率（第１の圧下率）が７０％未満では、結晶粒が微細かつ球状のオーステナイト単相組織を安定して得ることができず、その後にバンド状組織が形成されやすい。従って、第１の圧下率は７０％以上とし、好ましくは７５％以上とする。第１の圧延は単一のスタンドで行ってもよく、複数のスタンドで行ってもよい。
【００５６】
第２の圧延の８５０℃〜９５０℃の温度域での圧下率（第２の圧下率）が５０％超では、巻き取りの際に未再結晶オーステナイトに起因して、偏平なバンド状組織が形成され、所望の標準偏差が得られない。従って、第２の圧下率は５０％以下とする。第２の圧延は単一のスタンドで行ってもよく、複数のスタンドで行ってもよい。
【００５７】
第２の圧延の完了温度が８５０℃未満では、再結晶が十分に起こらず、バンド状組織が形成されやすい。従って、完了温度は８５０℃以上とし、好ましくは８７０℃以上とする。一方、完了温度が１０００℃超では、結晶粒が成長しやすく、微細な組織を得ることが困難になる。従って、完了温度は１０００℃以下とし、好ましくは９５０℃以下とする。
【００５８】
巻取温度が６５０℃超では、内部酸化によって、表面性状が劣化する。従って、巻取温度は６５０℃以下とし、好ましくは４５０℃以下とし、より好ましくは５０℃以下とする。仕上げ圧延の温度から巻き取り温度までの冷却速度が５℃／ｓ未満では、均質な組織を得にくく、後の焼鈍において均質な鋼組織を得にくくなる。従って、仕上げ圧延から巻き取りまでの冷却速度は５℃／ｓ以上とし、好ましくは３０℃／ｓ以上とする。５℃／ｓ以上の冷却速度は、例えば水冷により実現できる。
【００５９】
（冷間圧延）
冷間圧延は、例えば熱延鋼板の酸洗後に行う。冷延鋼板の組織を均質化、微細化する観点から、冷間圧延の圧下率は好ましくは４０％以上とし、より好ましくは５０％以上とする。
【００６０】
（焼鈍）
焼鈍としては、例えば連続焼鈍を行う。焼鈍温度が（Ａｃ１＋１０）℃未満では、逆変態過程が十分に起こらず、面積率が２０％以上の硬質組織が得られない。従って、焼鈍温度は（Ａｃ１＋１０）℃以上とし、好ましくは（Ａｃ１＋２０）℃以上とする。一方、焼鈍温度が（Ａｃ３＋１００）℃超では、生産性が低下したり、オーステナイトが粗粒になり、面積率が５％以上のフェライトが得られなかったりする。従って、焼鈍温度は（Ａｃ３＋１００）℃以下とし、好ましくは（Ａｃ３＋５０）℃以下とする。ここで、Ａｃ１とＡｃ３は、各鋼の成分から定義される温度であり、「％元素」をその元素の含有量（質量％）、例えば「％Ｍｎ」をＭｎ含有量（質量％）とすると、それぞれ以下の式１、式２で表される。
Ac1(℃)=723-10.7(%Mn)-16.9(%Ni)+29.1(%Si)+16.9(%Cr)            （式１）
Ac3(℃)=910-203√%C-15.2(%Ni)+44.7(%Si)+104(%V)+31.5(%Mo)      （式２）
【００６１】
焼鈍時間は限定されないが、好ましくは６０秒間以上とする。未再結晶組織を著しく低減し、均質な鋼組織を安定して確保するためである。焼鈍後には、鋼板を、（Ａｃ1＋１０）℃以下の温度域内の第１の冷却停止温度まで、１℃／秒以上１５℃／秒以下の平均冷却速度（第１の平均冷却速度）で冷却することが好ましい。十分な面積率のフェライトを確保するためである。第１の平均冷却速度は、より好ましくは２℃／秒以上１０℃／秒以下とする。（Ａｃ1＋１０）℃以下の温度域から、２００℃以上３５０℃以下の温度域内の第２の冷却停止温度まで、３５℃／秒以上の平均冷却速度（第２の平均冷却速度）で冷却し、２００℃以上３５０℃以下の温度域内の保持温度で２００秒以上保持することが好ましい。硬質組織の延性を確保することにより穴広げ性を高めるためである。
【００６２】
このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。
【００６３】
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
【実施例】
【００６４】
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。【００６５】
（第１の実施例）
表１に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを１２５０℃に１時間加熱した後、表２に示す条件にて多軸圧縮加工を行った。次いで、１２５０℃までスラブを再加熱し、粗圧延して粗圧延板を得た。その後、粗圧延板を１２５０℃で１時間再加熱し、表２に示す条件にて仕上げ圧延を行って熱延鋼板を得た。なお、この実験では、実験設備の都合上、スラブの温度を下げざるを得なかったため再加熱を行っているが、スラブの温度を下げずに直送できる場合は再加熱を行わなくてもよい。仕上げ圧延では、第１の圧延を４段で行い、第２の圧延を２段で行い、巻き取り後には、巻き取り温度に１時間保持した。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表２に示す圧下率で冷間圧延を行って厚さが１．０ｍｍの冷延鋼板を得た。続いて、表３に示す温度で連続焼鈍を行った。連続焼鈍では、昇温速度を２℃／秒とし、焼鈍時間を２００秒間とした。２００秒間の保持後には、７２０℃〜６００℃の温度域内の第１の冷却停止温度まで２．３℃／秒の第１の平均冷却速度で冷却し、３００℃（第２の冷却停止温度）まで４０℃／秒の第２の平均冷却速度で更に冷却し、３００℃（保持温度）に６０秒間保持し、０．７５℃／秒の平均冷却速度で約３０℃の室温まで冷却した。表１に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。表２及び表３中の下線は、その数値が本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。【００６６】
【表１】
0006737338.tif 000002
【００６７】
【表２】
0006737338.tif 000003
【００６８】
【表３】
0006737338.tif 000004
【００６９】
そして、得られた冷延鋼板の鋼組織を観察した。鋼組織の観察では、上記の方法により、フェライトの面積率、硬質組織の面積率（ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率）、パーライト及び炭化物の合計面積率、並びに硬質組織の線分率の標準偏差を測定した。これらの結果を表４に示す。表４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。【００７０】
更に、得られた冷延鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ及び穴広げ率ＨＥＲを測定した。引張強度ＴＳ及び破断伸びＥＬの測定では、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行った。穴広げ率ＨＥＲの測定では、冷延鋼板から、９０ｍｍ角の試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６（又はＪＩＳ  Ｔ  １００１）の規定に準拠する穴広げ試験を行った。このとき、穴広げ試験速度を１ｍｍ／秒とした。これらの結果も表４に示す。表４中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。ここでいう望ましい範囲とは、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上、破断伸びＥＬが１０％以上、穴広げ率ＨＥＲが３０％以上である。【００７１】
また、目視により成形時の外観検査を行った。外観検査は、下記の方法によって行った。まず、鋼板を、幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍに切断し、その表面を金属光沢が見られるまで研磨して試験片とした。試験片を、板厚ｔと曲げ半径Ｒとの比（Ｒ／ｔ）が２．０、２．５の２水準で、曲げ稜線が圧延方向となる条件で９０度Ｖ曲げ試験を行った。試験後、曲げ部の表面性状を目視で観察した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験において表面に凹凸模様又は亀裂が認められた場合には不良と判断した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験で凹凸模様及び亀裂は認められないが、比（Ｒ／ｔ）が２．０の試験において表面に凹凸模様又は亀裂が認められた場合は良と判断した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験及び比（Ｒ／ｔ）が２．０の試験のいずれにおいても、表面に凹凸模様及び亀裂が認められない場合は優と判断した。この結果も表４に示す。
【００７２】
【表４】
0006737338.tif 000005
【００７３】
表４に示すように、本発明範囲内にある試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３６、及びＮｏ．３７では、優れた引張強度、破断伸び及び穴広げ性を得ることができた。これらのうちでも、試料Ｎｏ．２３等では、残留オーステナイト（残留γ）の面積率が５．０％以上であるため、試料Ｎｏ．１６よりも優れた破断伸びが得られた。【００７４】
一方、試料Ｎｏ．１では、Ｃ含有量が低すぎ、フェライトの面積率が高すぎ、硬質組織の面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．１８では、Ｓｉ含有量が低すぎ、フェライトの面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．２０では、Ｍｎ含有量が低すぎ、フェライトの面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。【００７５】
試料Ｎｏ．５〜Ｎｏ．８、Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１４、Ｎｏ．３１、及びＮｏ．３５では、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．９では、フェライトの面積率が高すぎ、硬質組織の面積率が低すぎたため、引張強度及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．１５では、多軸圧縮加工における幅方向の変形率が低すぎたため、その後に熱間圧延を行うことができなかった。試料Ｎｏ．１７では、フェライトの面積率が低すぎたため、破断伸びが低かった。試料Ｎｏ．３２では、硬質組織の面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．３３では、硬質組織の面積率が高すぎたため、破断伸びが低かった。【００７６】
（第２の実施例）
表５に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを１２５０℃に１時間加熱した後、表６に示す条件にて多軸圧縮加工を行った。次いで、１２５０℃までスラブを再加熱し、粗圧延して粗圧延板を得た。その後、粗圧延板を１２５０℃で１時間再加熱し、表６に示す条件にて仕上げ圧延を行って熱延鋼板を得た。なお、この実験では、実験設備の都合上、スラブの温度を下げざるを得なかったため再加熱を行っているが、スラブの温度を下げずに直送できる場合は再加熱を行わなくてもよい。仕上げ圧延では、第１の圧延を４段で行い、第２の圧延を２段で行い、巻き取り後には、巻き取り温度に１時間保持した。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表６に示す圧下率で冷間圧延を行って厚さが１．０ｍｍの冷延鋼板を得た。続いて、表７に示す温度で連続焼鈍を行った。連続焼鈍では、昇温速度を表７に示す速度とし、焼鈍時間を１００秒間とした。１００秒間の保持後には、表７に示す第１の冷却停止温度まで表７に示す第１の平均冷却速度で冷却し、表７に示す第２の冷却停止温度まで４０℃／秒の第２の平均冷却速度で更に冷却し、表７に示す保持温度に３００秒間保持し、１０℃／秒の平均冷却速度で約３０℃の室温まで冷却した。表５に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。表５中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。表６及び表７中の下線は、その数値が本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。【００７７】
【表５】
0006737338.tif 000006
【００７８】
【表６】
0006737338.tif 000007
【００７９】
【表７】
0006737338.tif 000008
【００８０】
そして、得られた冷延鋼板の鋼組織を観察した。鋼組織の観察では、上記の方法により、フェライトの面積率、硬質組織の面積率（ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率）、パーライト及び炭化物の合計面積率、並びに硬質組織の線分率の標準偏差を測定した。これらの結果を表８に示す。表８中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。【００８１】
更に、得られた冷延鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ及び穴広げ率ＨＥＲを測定した。引張強度ＴＳ及び破断伸びＥＬの測定では、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行った。穴広げ率ＨＥＲの測定では、冷延鋼板から、９０ｍｍ角の試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６（又はＪＩＳ  Ｔ  １００１）の規定に準拠する穴広げ試験を行った。このとき、穴広げ試験速度を１ｍｍ／秒とした。これらの結果も表８に示す。表８中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。ここでいう望ましい範囲とは、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上、破断伸びＥＬが１０％以上、穴広げ率ＨＥＲが３０％以上である。【００８２】
また、目視により成形時の外観検査を行った。外観検査は、下記の方法によって行った。まず、鋼板を、幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍに切断し、その表面を金属光沢が見られるまで研磨して試験片とした。試験片を、板厚ｔと曲げ半径Ｒとの比（Ｒ／ｔ）が２．０、２．５の２水準で、曲げ稜線が圧延方向となる条件で９０度Ｖ曲げ試験を行った。試験後、曲げ部の表面性状を目視で観察した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験において表面に凹凸模様又は亀裂が認められた場合には不良と判断した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験で凹凸模様及び亀裂は認められないが、比（Ｒ／ｔ）が２．０の試験において表面に凹凸模様又は亀裂が認められた場合は良と判断した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験及び比（Ｒ／ｔ）が２．０の試験のいずれにおいても、表面に凹凸模様及び亀裂が認められない場合は優と判断した。この結果も表８に示す。
【００８３】
【表８】
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【００８４】
表８に示すように、本発明の範囲内にある試料Ｎｏ．４２、Ｎｏ．４３、Ｎｏ．４９、Ｎｏ．５４、Ｎｏ．５６、Ｎｏ．５８〜Ｎｏ．６２、及びＮｏ．６４〜Ｎｏ．７２では、優れた引張強度、破断伸び及び穴広げ性を得ることができた。これらのうちでも、試料Ｎｏ．５８等では、残留オーステナイト（残留γ）の面積率が５．０％以上であるため、試料Ｎｏ．６９よりも優れた破断伸びが得られた。更に、第１の実験例の発明例と比較すると、ＴＳ×ＨＥＲの値が大きかった。このことは、優れた穴広げ性を確保しながら、より高い引張強度が得られることを示す。第２の実験例の発明例において第１の実験例の発明例よりＴＳ×ＨＥＲの値が大きい理由の一つとして、Ｓｉ含有量が高いことが挙げられる。【００８５】
一方、試料Ｎｏ．４１では、Ｃ含有量が低すぎ、フェライトの面積率が高すぎ、硬質組織の面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．５１では、Ｓｉ含有量が低すぎ、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．５２では、Ｓｉ含有量が高すぎ、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．５３では、Ｍｎ含有量が低すぎたため、引張強度が低かった。【００８６】
試料Ｎｏ．４４、Ｎｏ．４５、Ｎｏ．４８、Ｎｏ．５０、Ｎｏ．５７、及びＮｏ．６３では、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．４６では、フェライトの面積率が高すぎ、硬質組織の面積率が低すぎ、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、引張強度及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．４７では、多軸圧縮加工における厚さ方向の変形率が低すぎたため、その後に熱間圧延を行うことができなかった。試料Ｎｏ．５５では、フェライトの面積率が低すぎ、硬質組織の面積率が高すぎたため、破断伸びが低かった。
【産業上の利用可能性】
【００８７】
本発明は、例えば、自動車部品に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。
【図１】
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