(57)【要約】【課題】引張強さＴＳが　９８０　ＭＰａ以上で、しかも曲げ性や伸びフランジ性等の加工性に優れる超高強度冷延鋼板を提供する。【解決手段】鋼成分を、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：２．０　〜３．５　％、Ｔｉ：０．００１　〜０．０３０　％、Ｎｂ：０．００１　〜０．０５０　％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｐ：０．０２％以下およびＳ：０．００３０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成に調整すると共に、鋼組織を、フェライト相の体積分率が４０％以上、６０％以下で、しかも鋼中に生成したマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相およびセメンタイトの単位面積当たりの総個数が２５個／１００μｍ２以上で、かつこれら生成物の最近接間距離が最長でも４μｍ　以下となる組織に調整する。【選択図】　　　　図２
2004035905.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：２．０　〜３．５　ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００１　〜０．０３０　ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００１　〜０．０５０　ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下および
Ｓ：０．００３０ｍａｓｓ％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、フェライト相の体積分率が４０％以上、６０％以下で、しかも鋼中に生成したマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相およびセメンタイトの単位面積当たりの総個数が２５個／１００μｍ２以上で、かつこれら生成物の最近接間距離が最長でも４μｍ　以下であることを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板。
【請求項２】
請求項１において、鋼板が、さらに
Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％および
Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼板が、さらに
Ｖ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％、
Ｚｒ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％および
Ｂ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１，２または３において、鋼板が、さらに
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板。
【請求項５】
Ｃ：０．０５〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：２．０　〜３．５　ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００１　〜０．０３０　ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００１　〜０．０５０　ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下および
Ｓ：０．００３０ｍａｓｓ％以下
を含有する組成になる鋼スラブを、鋳造後、直ちにまたは一旦冷却し１０５０〜１２５０℃に加熱したのち、仕上げ圧延終了温度：８５０　〜９５０　℃にて熱間圧延し、圧延終了後　４５０〜６５０　℃で巻取って熱延鋼板とし、ついで冷間圧延を施したのち、連続焼鈍を施すに際し、　７５０℃以上、　９００℃以下の温度域に加熱し、その後の冷却過程において　２００℃以上、　４００℃以下の温度域まで、冷却速度（Ｘ）が下記式の範囲を満足する条件下で冷却し、引き続き　２００℃以上、　４００℃以下の温度域で６０秒以上、　２４０秒以下の時間保温することを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板の製造方法。
記
−４×ｔ＋０．１４×ｔ２　＋　３０　≦Ｘ≦−４×ｔ＋０．１４×ｔ２　＋１２０
ここで、Ｘ：冷却速度（℃／ｓ）
ｔ：冷却時間（ｓ）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主としてシートフレーム等のシート部品やバンパー、インパクトビーム等の自動車部品に用いて好適な、板厚が　０．８〜２．５　ｍｍ程度、引張強さＴＳが９８０　ＭＰａ　以上で、しかも曲げ性や伸びフランジ性等の加工性に優れる超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。
【０００２】
【従来の技術】
鋼の強化機構としては、加工強化、組織強化および析出強化等が従来から広く知られている。しかしながら、これらの強化策では、材料強度の向上は達成できるものの、一方で加工性の低下を余儀なくされていた。
【０００３】
また、従来の高強度鋼板では、組織的不均一や硬質相と軟質相の局所的混在などのために、伸びフランジ性を評価するために行う穴拡げ試験時に亀裂の起点となる箇所が多数存在することになり、これが穴拡げ性すなわち伸びフランジ性の低下を招くと言われている。しかも、このような加工性は、高強度鋼板になればなるほど、大きく低下するのが一般的であった。
このため、従来の鋼板製造技術では、高強度化と引き換えに、延性や曲げ性、伸びフランジ性等の加工特性を犠牲にしなければならないのが実情であった。
【０００４】
高強度冷延鋼板の技術として、例えば特開平３−２７７７４２号公報および特開平４−２３６７４１号公報には、引張強さが　９８０　ＭＰａ以上の鋼板が開示されているが、かような鋼板は十分な加工性を有するものとは言い難かった。
また、特開昭６１−１９７３３　号公報には、伸びフランジ性に優れた熱延鋼板が開示されているが、この鋼板は強度−延性バランスが低いという問題があった。
さらに、特開平４−３５０　号公報には、伸びフランジ性に優れた鋼板が開示されているが、この鋼板は引張強さが　７８０　ＭＰａに満たないレベルのものでしかなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
強度と加工性は相反する傾向を示すのが一般的であり、現状では曲げ性および伸びフランジ性をはじめとする良好な加工性をそなえ、しかも引張強さが　９８０　ＭＰａ以上であるような、成形性に優れる超高強度冷延鋼板は知られていない。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、９８０　ＭＰａ　以上の引張強さＴＳを有し、良好なプレス成形性を得るために必要な曲げ性に優れ、かつ打ち抜き加工等の際のクリアランス依存性が小さく、さらには伸びフランジ性にも優れた加工用の超高強度冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋼成分、製造条件および金属組織などの面から数多くの実験を行い、鋭意検討を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
すなわち、成分と製造条件を適正範囲に制御して、冷間圧延前の組織を均一微細化すると共に、冷延焼鈍条件を制御することによって、フェライト相以外の生成物を一定量、一定間隔内に分数させた組織とすることにより、局所的な変形能の差が有利に解消されてマクロ的な均一変形が可能となり、その結果、強度レベルを低下させることなしに、従来にない優れた曲げ性および伸びフランジ性と高い強度−延性バランスとを併せて確保することができ、かくしてプレス成形の有利な改善が図られるとの知見を得たのである。
【０００７】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨とするところは次のとおりである。
１．Ｃ：０．０５〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：２．０　〜３．５　ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００１　〜０．０３０　ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００１　〜０．０５０　ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下および
Ｓ：０．００３０ｍａｓｓ％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、フェライト相の体積分率が４０％以上、６０％以下で、しかも鋼中に生成したマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相およびセメンタイトの単位面積当たりの総個数が２５個／１００μｍ２以上で、かつこれら生成物の最近接間距離が最長でも４μｍ　以下であることを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板。
【０００８】
２．上記１において、鋼板が、さらに
Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％および
Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板。
【０００９】
３．上記１または２において、鋼板が、さらに
Ｖ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％、
Ｚｒ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％および
Ｂ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１０】
４．上記１，２または３において、鋼板が、さらに
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１１】
５．Ｃ：０．０５〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：２．０　〜３．５　ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００１　〜０．０３０　ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００１　〜０．０５０　ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下および
Ｓ：０．００３０ｍａｓｓ％以下
を含有する組成になる鋼スラブを、鋳造後、直ちにまたは一旦冷却し１０５０〜１２５０℃に加熱したのち、仕上げ圧延終了温度：８５０　〜９５０　℃にて熱間圧延し、圧延終了後　４５０〜６５０　℃で巻取って熱延鋼板とし、ついで冷間圧延を施したのち、連続焼鈍を施すに際し、　７５０℃以上、　９００℃以下の温度域に加熱し、その後の冷却過程において　２００℃以上、　４００℃以下の温度域まで、冷却速度（Ｘ）が下記式の範囲を満足する条件下で冷却し、引き続き　２００℃以上、　４００℃以下の温度域で６０秒以上、　２４０秒以下の時間保温することを特徴とする成形性に優れる超高強度冷延鋼板の製造方法。
記
−４×ｔ＋０．１４×ｔ２　＋　３０　≦Ｘ≦−４×ｔ＋０．１４×ｔ２　＋１２０
ここで、Ｘ：冷却速度（℃／ｓ）
ｔ：冷却時間（ｓ）
【００１２】
また、上記の製造方法における鋼スラブは、上記した基本組成に加えて、さらに、次に述べるＡ〜Ｃ群の中から選んだ少なくとも一種を含有させることもできる。
Ａ群
Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％および
Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｂ群
Ｖ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％、
Ｚｒ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％および
Ｂ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｃ群
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％
なお、残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃは、低温変態相を利用して鋼を強化するために必須の元素である。本発明で目標とする　９８０　ＭＰａ以上の引張強さを得るには０．０５ｍａｓｓ％以上のＣ含有が必要であるが、０．１０ｍａｓｓ％を超えると溶接性が著しく劣化するので、Ｃ量は０．０５〜０．１０ｍａｓｓ％とした。
【００１４】
Ｓｉ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％
Ｓｉは、強度向上に寄与する元素であるが、０．０１ｍａｓｓ％未満ではその添加効果に乏しく、一方１．００ｍａｓｓ％を超えて含有させると、フェライト変態が促進され、低温変態相による強化が不十分となるので、Ｓｉ量は０．０１〜１．００ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１５】
Ｍｎ：２．０　〜３．５　ｍａｓｓ％
Ｍｎは、ベイナイト組織を得るために重要な役割を担っている元素である。また、有害な固溶ＳをＭｎＳとして無害化させると共に、Ａｒ３変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、強度−延性バランスの向上にも有効に寄与する。冷延後の加熱焼鈍工程中の冷却過程において、フェライト相の生成を抑制し、ＴＳ確保の観点から安定して低温変態相を得るには、　２．０ｍａｓｓ％以上のＭｎ量が必要であるが、３．５　ｍａｓｓ％を超えて含有させるとフェライト相の生成を抑制しすぎて、必要な量のフェライト相が確保できなくなるので、Ｍｎ量は　２．０〜３．５　ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１６】
Ｔｉ：０．００１　〜０．０３０　ｍａｓｓ％
Ｔｉは、後述するＮｂと同様に、析出物の存在形態、再結晶温度に影響して、組織の微細均一化をもたらし、伸びおよび穴拡げ性を向上させるのに有効な元素である。すなわち、Ｔｉは、スラブ加熱段階でＴｉＣとして存在して、初期オーステナイト粒を微細化し、それ以降の熱間圧延過程での動的再結晶を誘起させる。また、このＴｉを、Ｎｂと併用して添加すると、フェライト変態が起きない最小冷却速度が小さくなり、焼入れ性が向上するという効果ももたらされる。
上記の効果を得るには、０．００１　ｍａｓｓ％以上のＴｉ添加が必要であるが、０．０３０　ｍａｓｓ％を超えると硬質な炭化物などを形成し、伸びフランジ性の低下を招くので、Ｔｉ量は　０．００１〜０．０３０　ｍａｓｓ％の範囲に限定した。より好ましくは　０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００１７】
Ｎｂ：０．００１　〜０．０５０　ｍａｓｓ％
Ｎｂは、ＮｂＣなどの析出物の存在形態、再結晶温度に影響を及ぼす元素である。特に本発明では、Ｎｂは、組織の微細均一化に有効に作用するほか、フェライト−パーライトの生成を抑制し、低温変態相であるベイナイト主体となる組織とすることにより、高強度にもかかわらず高い伸び性、穴拡げ性をもたらすという効果を有している。このような効果は　０．００１ｍａｓｓ％以上の添加で発現するが、０．０５０ｍａｓｓ％を超えて含有させると鋼中に硬質な析出物が多量に形成され，伸びフランジ性が低下する。従って、Ｎｂ量は　０．００１〜０．０５０　ｍａｓｓ％の範囲に限定した。より好ましくは　０．００５〜０．０２０　ｍａｓｓ％の範囲である。
【００１８】
Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、脱酸剤として寄与し、炭化物形成元素の歩留りを向上させるのに有効な元素なので、０．０１５　ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。しかしながら、０．０５ｍａｓｓ％を超えて添加しても効果は飽和に達し、むしろ加工性や表面性状の劣化が生じるので、Ａｌ量は０．０５ｍａｓｓ％以下に制限するものとした。
【００１９】
Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、強度の向上に寄与するだけでなく、鋼中に蓄積された水素に起因する水素脆性および遅れ破壊を防止する上で有効な元素なので、０．００５　ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に含有されると、組織の不均一を招くだけでなく、鋳造時の凝固偏析が顕著になり、内部割れや加工性の劣化を招くことになるので、Ｐ量は０．０２ｍａｓｓ％以下に制限するものとした。
【００２０】
Ｓ：０．００３０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼中で非金属介在物として存在し、伸びフランジ成形時の応力集中源となるため、その含有量は極力低減することが望ましい。とはいえ、Ｓ量が０．００３０ｍａｓｓ％以下では、穴拡げ性にさほどの悪影響を及ぼさないので０．００３０ｍａｓｓ％を上限として許容できる。より好ましくは０．００１０ｍａｓｓ％以下である。
【００２１】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％のうちから選んだ一種または二種以上
Ｃｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｒはいずれも、伸びを大きく低下させることなしに強度を向上させることができる有用元素であるが、含有量がそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％未満ではその効果は小さく、一方０．５０ｍａｓｓ％を超えて多量に含有させてもさらなる効果はなく、むしろ経済的に不利になる。従って、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒ量はそれぞれ０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲に限定した。より好ましくは０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲であり、いづれの元素とも単独添加でも複合添加でも同様の挙動を示す。
【００２２】
Ｖ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％のうちから選んだ一種または二種以上
これらの元素はいずれも、鋼板の強度を上昇させるのに有効な元素である。さらにＶおよびＺｒは、上記の効果に加えて、局部伸びを向上させる元素でもある。またＢは、熱延終了後の急冷時において、軟質相の生成を抑制し低温変態相の形成を促進する作用がある。これらの効果を得るためには、Ｖ，Ｚｒは各々　０．００１ｍａｓｓ％以上、Ｂは０．０００１ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。一方、Ｖ，Ｚｒは各々０．３００　ｍａｓｓ％、Ｂは０．００５０ｍａｓｓ％を超えて添加してもさらなる効果は得られないので、それぞれＶ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１　〜０．３００　ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲で含有させるものとした。なお、いずれの元素とも、単独添加でも複合添加でも同様の挙動を示す。
【００２３】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％および　ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％のうちから選んだ少なくとも一種
ＣａおよびＲＥＭ　はいずれも、硫化物などの析出物を球状化して鋭角的な析出物を減少させ、応力集中を減少させることによって、伸びフランジ性の低下を抑制する効果を有している。しかしながら、いずれも含有量が０．０００１ｍａｓｓ％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．００５０ｍａｓｓ％を超えると添加効果は飽和に達する。従って、Ｃａ，　ＲＥＭ　とも０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲で含有させるものとした。
本発明の鋼板において、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００２４】
以上、各成分の適正範囲について説明したが、本発明では各成分を上記の範囲に調整するだけでは不十分で、鋼組織も重要である。
・フェライト相体積分率：４０〜６０％
フェライト相の比率は延性を確保する上で重要な因子であり、体積分率で４０％未満では延性の確保が難しく、一方６０％を超えるとＴＳ≧９８０　ＭＰａ　を確保するのが困難となるため、フェライト相の体積分率は４０〜６０％の範囲に限定した。
【００２５】
・フェライト以外の生成物であるマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相およびセメンタイトの単位面積当たりの総個数：２５個／１００μｍ２以上
微細な生成物を緻密かつ均一に生成させることにより、フェライト相が第２相に完全には囲まれず、孤立した状態をとらずに連なった形の組織となる。かくして、成形時のひずみによる変形を、連なった軟質なフェライト相が受け持つことにより、高加工性と共に、低クリアランス依存性が達成される。クリアランスが変動すると、ダレが生じたり、剪断面や破断面などの比率が変化するが、本発明では、変形能の高いフェライトが変形を受け持つのでクリアランスの影響を受け難い。なお、フェライト相の粒径が微細である必要はなく、かようなフェライト母相に対して第２相を微細均一に存在させることが、高加工性を達成する上で重要である。
ここに、フェライト相以外の生成物、すなわちマルテンサイト相、オーステナイト相、残留オーステナイト相およびセメンタイトの単位面積当たりの総個数が２５個／１００μｍ２を下回ると、少ない第２相が強度確保のためブロック状に存在してフェライトの変形を阻害する因子となり、加工性が低下する。
【００２６】
フェライト以外の生成物の最近接間最長間隔：４μｍ　以下
また、上記したフェライト以外の生成物の最近接間最長間隔が４μｍ　より大きいと、均一な組織ではなく軟質相中に硬質な部分が局所的に存在することになり、ひずみ導入時に変形能の差異に起因して不均一な変形となるため、成形性が低下する。
【００２７】
従って、９８０　ＭＰａ　以上の引張強さを有した上で、伸びフランジ性や延性に優れた総合的な材質バランスを有し、さらにはクリアランス依存性の少ない伸びフランジ特性を示す、良好なプレス成形を発揮するには、フェライト以外の生成物すなわちマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相およびセメンタイトの単位面積当たりの総個数を２５個／１００μｍ２以上にすると共に、前記フェライト相以外の生成物の最近接間距離は最長でも４μｍ　以下とすることが重要である。
【００２８】
次に、本発明の製造条件について説明する。
本発明では、上記した鋼板組成と同様の成分組成を好適成分組成とする鋼スラブを、鋳造後直ちにまたは一旦冷却し後述するスラブ温度に加熱したのち、熱間圧延を行い、巻き取って熱延鋼板とする。
以下、熱延鋼板とする際の製造条件について述べる。
【００２９】
・スラブ加熱温度（ＳＲＴ）：１０５０〜１２５０℃
結晶粒の均一微細化を図るためには、スラブ加熱温度は１２５０℃以下で、できるかぎり低温とすることが好ましいが、仕上げ圧延温度を確保する必要もあるので、１０５０〜１２５０℃の範囲とした。好ましくは１２００℃以下である。
【００３０】
・仕上げ圧延終了温度：８５０　〜９５０　℃
仕上げ圧延終了温度が　８５０℃未満では、熱間圧延時の変形抵抗が大きく、また組織の不均一化が生じて層状組織となり、加工性が低下する。一方、９５０　℃より高温では均一微細な組織が得られなくなる。よって仕上げ圧延終了温度は　８５０〜９５０　℃の範囲とした。
【００３１】
・巻取り温度：４５０　〜６５０　℃
巻取り温度が　４５０℃を下回ると、硬質なマルテンサイト相が生成し、冷間圧延時の圧延負荷が増大して、圧延性が低下する。一方、６５０　℃を上回ると添加したＴｉの析出物であるＴｉＣが粗大化し、これに起因して均一な組織が得られなくなり、冷延焼鈍後の特性が不十分となる。
【００３２】
上記のように熱延鋼板とし、ついで冷間圧延を施したのち、連続焼鈍に供する。この冷間圧延は、通常どおりの条件で行えば良いが、引き続き行う連続焼鈍での昇温過程における回復、再結晶を促進し、より均一な組織を得るためには、冷間圧延における圧下率は３５〜６５％程度とすることが好ましい。
【００３３】
連続焼鈍における焼鈍温度：７５０　〜９００　℃
焼鈍温度が　７５０℃より低いと、冷間圧延ままの組織の影響を受けてバンド状組織となり、目的とする特性が得られなくなる。一方、焼鈍温度が　９００℃より高くなると、炭化物が粗大化し、結晶粒径が急激に粗大化して、微細均一な組織が得られなくなり、機械特性が劣化する。
【００３４】
・焼鈍後の冷却過程における急冷停止温度：２００　〜４００　℃
急冷停止温度が　２００℃より低いと、硬質なマルテンサイト相が生成し、加工性が劣化する。また、低温変態相とフェライト相との強度差が大きくなり、伸びフランジ性が劣化する。一方、冷却停止温度が　４００℃より高いと、パーライト相などの軟質相が生成し、強度レベルが低下してＴＳ≧９８０　ＭＰａ　の確保が困難となる。
【００３５】
・焼鈍温度から急冷停止温度までの冷却速度Ｘ（℃／ｓ）
−４×ｔ＋０．１４×ｔ２　＋　３０　≦Ｘ≦−４×ｔ＋０．１４×ｔ２　＋１２０
ここで、ｔ：冷却時間（ｓ）
冷却速度Ｘが、−４×ｔ＋０．１４×ｔ２　＋　３０　を下回ると、結晶粒径が粗大化するだけでなく、軟質なフェライト相が生成し、低温変態相との強度差が大きくなって、伸びフランジ性が劣化する。一方、冷却速度Ｘが、−４×ｔ＋０．１４×ｔ２＋１２０　を上回ると、ベイナイト相が硬質化するため、加工性、延性が劣化する。冷却速度は、冷却初期には高冷却速度として、冷却前半でのフェライトの過剰な生成を抑制し、冷却後半の低温度域では低冷却速度として、フェライトとの硬度差の少ない低温変態相を生成させることが重要である。従って、冷却速度Ｘは上掲式を満足させるものとした。
より好ましくは、
−４×ｔ＋０．１４×ｔ２　＋　５０　≦Ｘ≦−４×ｔ＋０．１４×ｔ２　＋１００
の範囲である。
【００３６】
なお、上掲式において、冷却時間とは、冷却開始からの経過時間であり、冷却速度とは、上記経過時間時における冷却速度である。
本発明では、図１に例示するように、冷却開始から１秒単位で鋼板の温度を求め、この間の鋼板の温度差から、冷却速度を求めている。ここで、冷却開始からｎ秒後とｎ＋１秒後との間の冷却速度は、冷却開始からｎ＋０．５　秒後の冷却速度とする。
【００３７】
・保温処理温度：２００　〜４００　℃
急冷停止後の保温処理温度が　２００℃を下回ると、硬質なマルテンサイト相が生成し、加工性が劣化する。一方、４００　℃より高いと低温変態相が軟質化するためＴＳ≧９８０　ＭＰａ　を確保するのが困難となる。
【００３８】
・保温処理時間：６０〜２４０　秒
保温処理時間が６０秒より短いと硬質なマルテンサイト相が生成し、加工性が劣化する。一方、２４０　秒より長くしても低温変態相の分率はそれ以上増加せず飽和する傾向にあるので、保温処理時間は６０〜２４０　秒とした。
【００３９】
図２は、冷却速度と冷却時間の関係を、本発明範囲内と範囲外のものとで比較して示したものである。
質量％で、Ｃ：０．０８５　％、Ｓｉ：０．１４％、Ｍｎ：２．９８％、Ｔｉ：０．０１２　％、Ｎｂ：０．０１８　％、Ａｌ：０．０３１　％、Ｐ：０．０１３　％およびＳ：０．０００８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、１２１５℃に加熱後、　８９６℃で仕上げ圧延を終了し、　４７６℃で巻取り、圧下率：５０％の冷間圧延を施してから、焼鈍温度：８２０　℃で連続焼鈍を施したのち、引き続く冷却に際し、発明例については、図２に示すように、冷却速度が本発明の適正範囲を満足する条件下で冷却停止温度：２４６　℃まで冷却し、この温度に　１３０秒間保持した。また、比較例１，２については、同図に示したとおり、この冷却過程において冷却速度が一部適正範囲から逸脱する条件下で冷却停止温度：２４６　℃まで冷却し、同じく　１３０秒間保持した。なお、発明例および比較例１，２とも、冷延鋼板の板厚は　１．２ｍｍとした。
【００４０】
上記の各冷却条件下で得られた冷延板の、フェライト相の体積分率、フェライト相以外の生成物およびその体積分率、フェライト相以外の生成物の単位面積当たりの総個数およびこれら生成物の最近接間最長間隔ならびに降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴拡げ率（λ）および圧延方向（Ｌ方向）最小曲げ半径についても調べた結果を表１に示す。
なお、ここで穴拡げ率は、後述するように、日本鉄鋼連盟規格　ＪＦＳＴ　ｌ００ｌに基づいて穴拡げ試験を実施し、この際、初期穴を打ち抜き時のクリアランスを、板厚の１２．５％および板厚の３０．０％として求めたものである。また、Ｌ方向最小曲げ半径は、後述するようにＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠した押し曲げ法による密着曲げ試験により求めたものである。
【００４１】
【表１】
2004035905.tif 000003
【００４２】
同表に示したとおり、本発明の適正範囲を満足する冷却速度で冷却した発明例は、ＴＳ≧９８０　ＭＰａ　で、かつλ＝５２％（クリアランス：１２．５％），５０％（クリアランス：３０．０％）という良好な穴拡げ性を得ることができた。
これに対し、比較例１は、ＴＳは良好であったものの、λが４１％（クリアランス：１２．５％），３２％（クリアランス：３０．０％）と穴拡げ性に劣っていた。また、比較例２は、λは良好であったものの、ＴＳ＝６５６　ＭＰａ　程度の引張り強さしか得られなかった。
【００４３】
次に、フェライト以外の生成物すなわちマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相およびセメンタイトの単位面積当たりの総個数と穴拡げ率との関係について調べた結果を説明する。
質量％で、Ｃ：０．０８５　％、Ｓｉ：０．１１〜０．６５％、Ｍｎ：２．６　〜３．２　％、Ｔｉ：０．００９％、Ｎｂ：０．０１５　％、Ａｌ：０．０３１　％、Ｐ：０．０１２　％およびＳ：０．０００９％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、１０５０〜１３００℃に加熱後、　８５０〜９００　℃で仕上げ圧延を終了し、　３５０〜６５０　℃で巻取り、圧下率：５０％の冷間圧延を施してから、焼鈍温度：７００　〜８００　℃で連続焼鈍を施したのち、引き続く冷却に際し、冷却開始　０．５秒後の冷却速度：１０〜２００　℃／ｓ、冷却開始　４．５秒後の冷却速度：１０〜２００　℃／ｓの条件下で、冷却停止温度：２００　〜４５０　℃まで冷却し、この温度に　１４５秒間保持して板厚：１．２　ｍｍの冷延鋼板を製造した。
【００４４】
かくして得られた冷延板について、フェライト以外の生成物すなわちマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相およびセメンタイトの単位面積：１００　μｍ２当たりの総個数と穴拡げ率λ（クリアランス：１２．５％）との関係について調べた結果を図３に示す。
同図に示したとおり、上記した生成物の単位面積当たりの総個数を２５個／１００μｍ２以上とすることにより、λ≧５０％の高い穴拡げ率が得られることが分かる。
【００４５】
次に、上記したフェライト以外の生成物の最近接間距離と穴拡げ率との関係について調べた結果を説明する。
質量％で、Ｃ：０．０８５　％、Ｓｉ：０．１５〜０．５５％、Ｍｎ：２．６　〜３．４　％、Ｔｉ：０．０１２％、Ｎｂ：０．０１５　％、Ａｌ：０．０４１　％、Ｐ：０．００８　％およびＳ：０．０００７％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、１１００〜１３００℃に加熱後、　８５０〜１０００℃で仕上げ圧延を終了し、　４００〜６５０　℃で巻取り、圧下率：５０％の冷間圧延を施してから、焼鈍温度：７００　〜９２０　℃で連続焼鈍を施したのち、引き続く冷却に際し、冷却開始　０．５秒後の冷却速度：１０〜２００　℃／ｓ、冷却開始　４．５秒後の冷却速度：１０〜２００　℃／ｓの条件下で、冷却停止温度：２００　〜４５０　℃まで冷却し、この温度に　１８０秒間保持して板厚：１．２　ｍｍの冷延鋼板を製造した。
【００４６】
かくして得られた冷延板について、フェライト以外の生成物の最近接間最長間隔と穴拡げ率λ（クリアランス：１２．５％）との関係について調べた結果を図４に示す。
同図に示したとおり、フェライト以外の生成物の最近接間最長間隔を４μｍ　以下とすることにより、λ≧５０％の高い穴拡げ率が得られることが分かる。
【００４７】
次に、打ち抜きダイス内径を種々に変化させることによってクリアランスを変化させた場合の、クリアランスと穴拡げ率との関係について調べた結果を説明する。
質量％で、Ｃ：０．０８０　％、Ｓｉ：０．０８〜０．５６％、Ｍｎ：２．７　〜３．３　％、Ｔｉ：０．００８％、Ｎｂ：０．０１８　％、Ａｌ：０．０３８　％、Ｐ：０．０１６　％およびＳ：０．０００８％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、１２１５℃に加熱後、　８９６℃で仕上げ圧延を終了し、　４７６℃で巻取り、圧下率：５０％の冷間圧延を施してから、焼鈍温度：８４０　℃で連続焼鈍を施したのち、引き続く冷却に際し、冷却開始０．５　秒後の冷却速度：６０℃／ｓ、冷却開始　４．５秒後の冷却速度：４０℃／ｓの条件下で、本発明鋼の場合には冷却停止温度：３４６　℃まで冷却し、一方比較鋼の場合には冷却停止温度：１５０　℃まで冷却して、それぞれの冷却停止温度に　１３５秒間保持して板厚：１．２　ｍｍの冷延鋼板を製造した。
【００４８】
かくして得られた冷延板について、打ち抜きダイス内径を種々に変化させることによって、穴拡げ率試験における初期穴打ち抜き時のクリアランスを変化させた場合の、クリアランスと穴拡げ率λとの関係について調べた結果を図５に示す。
同図に示したとおり、本発明に従う冷延鋼板は、標準条件であるクリアランス：１２．５％の場合にはλ≧５０％を確保でき、また、リアランスの如何にかかわらずλが５０％前後の良好な穴拡げ率が得られている。
【００４９】
【実施例】
表２に示す成分組成になる鋼スラブを、表３に示す各条件で処理して、板厚：１．２　〜１．６　ｍｍの冷延鋼板を製造した。なお、今回用いた板厚範囲であれば、曲げ特性等の鋼板特性評価値に板厚の影響はないことを確認している。
得られた冷延鋼板のフェライト相の体積分率、フェライト相以外の生成物の種類およびその体積分率、フェライト相以外の生成物の単位面積当たりの総個数およびこれら生成物の最近接間最長間隔について調べた結果を、表４に示す。
また、得られた冷延鋼板の降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴拡げ率（λ）およびＬ方向最小曲げ半径についても調べ、その結果を表４に併記する。
【００５０】
なお、各特性は次のようにして評価した。
・引張り特性：圧延方向と直交する方向を長手方向（引張り方向）とするＪｌＳ　Ｚ２２０１の５号試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張り試験を行って、評価した。
・曲げ特性：圧延方向を長手方向とする４０ｍｍ幅×２００　ｍｍ長さの試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠した押し曲げ法による密着曲げ試験を行って、評価した。・穴拡げ率：日本鉄鋼連盟規格　ＪＦＳＴ　ｌ００ｌに基づき実施した。初期直径ｄ０　＝１０ｍｍの穴を、クリアランスを板厚の１２．５％あるいは３０．０％として打ち抜き、６０°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、次式により、穴拡げ率λを求めた。
λ＝（（ｄ−ｄ０　）／ｄ０　）×　１００（％）
【００５１】
・フェライト以外の生成物の単位面積　１００μｍ２当たりの総個数：板厚１／４　面近傍の倍率：５０００倍の　ＳＥＭ像を基に画像解析にて２階調化し、フェライト相以外をカウントし、３視野のカウント数を単純平均した。
・フェライト以外の生成物の最近接間最長間隔：板厚１／４　面近傍の倍率：５０００倍の　ＳＥＭ像を基に　１００μｍ２内に存在する任意形状の各相の重心間距離を測定して求めた。
【００５２】
【表２】
2004035905.tif 000004
【００５３】
【表３】
2004035905.tif 000005
【００５４】
【表４】
2004035905.tif 000006
【００５５】
表４に示したとおり、発明例はいずれも、ＴＳ≧９８０　ＭＰａ　という高い引張り強さと共に、λが５０％前後の優れた穴拡げ性およびＬ方向最小曲げ半径が０ｍｍという優れた曲げ性が併せて得られている。
【００５６】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、引張強さＴＳが　９８０　ＭＰａ以上で、しかも曲げ性や伸びフランジ性等の加工性に優れる超高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に従う冷却速度の算出要領を示した図である。
【図２】冷却速度と冷却時間の関係を、本発明範囲内と範囲外のものとで比較して示した図である。
【図３】フェライト以外の生成物の単位面積：１００　μｍ２当たりの総個数と穴拡げ率λとの関係を示したグラフである。
【図４】フェライト以外の生成物の最近接間最長間隔と穴拡げ率λとの関係を示したグラフである。
【図５】打ち抜き時におけるクリアランスと穴拡げ率λとの関係を示したグラフである。
【図１】
2004035905.tif 000007
【図２】
2004035905.tif 000008
【図３】
2004035905.tif 000009
【図４】
2004035905.tif 000010
【図５】
2004035905.tif 000011