(57)【要約】【課題】約７８０ＭＰａ級以上の高強度域において、強度−伸び及び強度−伸びフランジ性のバランスに優れた高強度複合組織鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ  ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％超〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ  ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含む）を含有し、且つ、組織は、フェライトを全組織に対して占積率で５〜５０％、残留オーステナイトを全組織に対して３％以下、残部はマルテンサイトであり、該マルテンサイトの平均アスペクト比は１．５以上である高強度複合組織鋼板である。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、同じ）、
Ｃ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．５％超〜２．５％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ  ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含む）
を含有し、且つ、
組織は、フェライトを全組織に対して占積率で５〜５０％、残留オーステナイトを全組織に対して３％以下、残部マルテンサイトであり、該マルテンサイトの平均アスペクト比は１．５以上であることを特徴とする伸び、及び伸びフランジに優れた高強度複合組織鋼板。
【請求項２】
更に、
Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１に記載の高強度複合組織鋼板。
【請求項３】
更に、
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），及び／又は
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１または２に記載の高強度複合組織鋼板。
【請求項４】
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）
の少なくとも一種を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度複合組織鋼板。
【請求項５】
更に、
Ｃａ  ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又は
ＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度複合組織鋼板。
【請求項６】
更に、
Ｂ：０．００３％以下（（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高強度複合組織鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板に関し、特に約７８０ＭＰａ級以上の高強度域において、強度−伸びのバランス及び強度−伸びフランジ性のバランスに優れた高強度複合組織鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、電機、機械等の産業用分野において、プレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。
【０００３】
従来より、強度と延性の両立を図った鋼板として、母相をフェライト組織とし、該フェライトの３重点に粗大な島状マルテンサイトが分散したフェライト・マルテンサイトの複合組織鋼板［Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ（ＤＰ）鋼板］が知られている（例えば特許文献１参照。）。
【０００４】
上記ＤＰ鋼板は、低降伏比（ＹＲ）で引張強度（ＴＳ）が高く、しかも伸び（Ｅｌ）特性にも優れているが、粗大なマルテンサイトが破壊の起点となる為、伸びフランジ性（局部的な延性：λ）に劣るものであった。
【０００５】
そこでＤＰ鋼板における伸びフランジ性を改善すべく、フェライトとベイナイトとマルテンサイトの３相複合組織鋼板［Ｔｒｉ−Ｐｈａｓｅ（ＴＰ）鋼板］が提案されている（特許文献２参照。）。上記鋼板では、破壊の起点となるマルテンサイトをベイナイト相で包み込んでいる為、従来のＤＰ鋼板に比べ、伸びフランジ性が改善されているが、ＤＰ鋼板特有の高延性（高い伸び）が損なわれ、延性に劣るという問題がある。
【０００６】
また最近では、軽量化・高強度化に対する要求特性は益々強まっており、強度特性の更なる上昇も切望されている。
【０００７】
従って、ＤＰ鋼板の特徴である良好な強度−伸びバランスを維持しつつ、当該ＤＰ鋼板の欠点であった低伸びフランジ性も克服し得、更には強度特性も一層高められた高強度複合組織鋼板の提供が切望されている。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭５５−１２２８２１号公報（第３欄）
【特許文献２】
特開昭５８−３９７７０号公報（特許請求の範囲及び第２〜３頁）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、約７８０ＭＰａ級以上の高強度域において、強度−伸び及び強度−伸びフランジ性のバランスに優れた高強度複合組織鋼板を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決する為の手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板とは、質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．５％超〜２．５％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ  ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含む）
を含有し、且つ、
組織は、フェライトを全組織に対して占積率で５〜５０％、残留オーステナイトを全組織に対して３％以下、残部マルテンサイトであり、該マルテンサイトの平均アスペクト比は１．５以上であるところに要旨を有するものである。
【００１１】
鋼中成分が更に、Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）を含有するもの；Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），及び／又はＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するもの；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）の少なくとも一種を含有するもの；Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）；Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、約７８０ＭＰａ級以上の高強度域においても、ＤＰ鋼板の特徴である良好な強度−伸びバランスを維持しつつ；しかも、ＤＰ鋼板の短所であった低い伸びフランジ性を解消して強度−伸びフランジ性にも優れた高強度鋼板を提供すべく、研究を進めてきた。
【００１３】
例えば本願出願人が先に出願した特願２００２−２７１３７７（以下、先願発明と呼ぶ）の鋼板は、母相組織を、転位密度の低い軟質ラス組織からなる焼戻マルテンサイト組織や焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織等に制御し；上記母相組織のラス間にマルテンサイトを微細に分散させる（微細マルテンサイト）ことによって伸びフランジ性及び全伸びの向上を図るものであり、従来のＤＰ鋼板に比べて、強度−伸び、及び強度−伸びフランジ性のバランスが著しく高められた点で極めて有用である。しかしながら上記先願発明の強度は、約４８０ＭＰａから、最大でも約６５０ＭＰａ程度であり、これを超える高強度域での特性改善は未だ達成できていない。
【００１４】
そこで本発明者らは、約７８０ＭＰａ級以上の高強度域においても上述した特性を兼ね備えたＤＰ鋼板を提供すべく、鋼中のＳｉ量を、先願発明に比べて０．５％超〜２．５％と多くして強度を高めようと考えた。しかしながら、高強度化を図るべくＳｉを多く添加すると、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす残留オーステナイト（γＲ）が多く生成してしまい、所望の特性を確保できなくなる恐れがある。周知の通り、組織中のγＲは加工変形中に誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性が向上することから、γＲ生成促進元素としてＳｉを多量に添加する（通常、０．５％以上）等して延性を高めたＴＲＩＰ鋼板が提案されている。ところがγＲは延性向上には寄与するが、伸びフランジ性を低下させる為、高強度化を図るべくＳｉを多量に添加するとγＲの生成が促進されて硬いマルテンサイトが生成してしまい、伸びフランジ性を低下させる要因ともなる。
【００１５】
そこで本発明者らは、Ｓｉを多量添加して高強度化を図ったとしてもγＲの生成が３％以下に抑制される様、更に研究を重ねてきた。その結果、鋼材を熱延→冷延後に連続焼鈍してＤＰ鋼板を製造するに当たり、▲１▼従来の方法とは異なり、連続焼鈍を２回実施すると共に、▲２▼先願発明の方法とは異なり、各連続焼鈍の最終工程を、水冷する等して室温まで冷却し、且つ、熱処理条件を緻密に制御すれば、γＲの生成が３％以下に抑制されること；この様な独自の方法を採用すると、先願発明の鋼板とは異なる形態のマルテンサイト（平均アスペクト比が１．５以上のマルテンサイト）が得られ、主に当該マルテンサイトによる伸びフランジ性向上作用により、約７８０ＭＰａ級以上の高強度域においても、優れた強度−伸び、及び強度−伸びフランジ性を兼ね備えたＤＰ鋼板を提供できることを見出し、本発明を完成した。
【００１６】
以下、本発明を構成する各要件について説明する。
【００１７】
まず、本発明の組織について説明する。
【００１８】
▲１▼フェライト
本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味する。特に本発明の如く高強度域における特性改善を目指す場合、フェライトは伸び特性の向上に寄与する組織として重要である。この様なフェライトによる作用を有効に発揮させる為には、全組織に対するフェライトの占積率を５％以上（好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上）とする。但し、５０％を超えると、必要な強度を確保するのが困難となる他、フェライトとマルテンサイト（後記する）の界面より多くのボイドが発生し、伸びフランジ性が劣化する為、その上限を５０％（好ましくは４５％、より好ましくは４０％）とする。
【００１９】
▲２▼残留オーステナイト：３％以下（０％を含む）
本発明鋼板は、残留オーステナイト（γＲ）が３％以下に抑制されている点に特徴がある。本発明の如くＳｉを多量に含む鋼種の場合、（本発明の目的達成には有害な）γＲが多く生成する恐れが高いが、本発明では、独自の製造方法（後記する）を採用しているので、γＲの生成を抑制することが可能である。γＲの占積率は少なければ少ない程好ましく、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下である。
【００２０】
▲３▼マルテンサイト
本発明におけるマルテンサイトは、平均アスペクト比（長軸／短軸）が１．５以上の組織を有しており、従来のＤＰ鋼板におけるマルテンサイト（平均アスペクト比は約１．０〜１．３）とは形態が相違するという特徴がある。特に本発明による優れた伸びフランジ性は、詳細には不明であるが上記マルテンサイトの形態及び当該形態による界面の強化が考えられる。即ち、後記する図３（本発明例）及び図４（従来例）の顕微鏡写真を対比すると明らかな通り、図３の本発明例では、アスペクト比の高いマルテンサイトが連結した強固な形状を有している（図中、白色部分がマルテンサイト、黒色部分がフェライトである）のに対し、図４の比較例では、アスペクト比の低いマルテンサイトを有している点で両者は相違している。また、上記図からは必ずしも明瞭でないが、図４の比較例は、通常のストレートな界面を有しているのに対し、図３の本発明例では第２相であるマルテンサイトと母相フェライトの界面は階段状になっており、その為、界面面積の増加により界面強度が高くなっているものと推察される。
【００２１】
この様なマルテンサイトによる作用を有効に発揮させる為には、平均アスペクト比を、好ましくは１．７以上、より好ましくは２．０以上とする。尚、その上限は特に限定されないが、５以下に制御することが推奨される。
【００２２】
上記マルテンサイトの占積率は、フェライトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨されるが、マルテンサイトによる伸びフランジ性向上作用を有効に発揮させる為には４０％以上（より好ましくは５０％以上）とすることが推奨される。
【００２３】
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。
【００２４】
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、強度向上に寄与するマルテンサイトの形成に必須の元素である。特に本発明では、第二の連続焼鈍工程（後記する）において、フェライト（α）とオーステナイト（γ）の２相域に加熱した後、冷却してγ相をマルテンサイトとするが、加熱時におけるγ相の占積率（ひいては、冷却後のマルテンサイト占積率）は鋼中のＣ量等に大きく影響され、Ｃ量が少ないと必要な強度の確保が困難となること；特に０．０１％未満では（α＋γ）の２相域の領域が狭くなり、生産性が悪くなることから、その下限を０．０１％（好ましくは０．０２％）と定めた。但し、０．２０％を超えるとスポット溶接性が著しく劣化する他、鋼板中のマルテンサイト占積率が著しく増加して加工性が劣化する為、その上限を０．２０％（好ましくは０．１５％）とする。
【００２５】
Ｓｉ：０．５％超〜２．５％
Ｓｉは、強度向上に有用であり、特に本発明では、所望の高強度域レベルを達成する為には不可欠な元素である。更にＳｉは、α相中の固溶Ｃ量を減少させることにより伸び等の延性向上に寄与する。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％超（より好ましくは０．７％以上）添加することが好ましい。但し、２．５％を超えて添加しても上記作用は飽和してしまい、経済的に無駄である為、その上限を２．５％とする。
【００２６】
Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは固溶強化元素として有用であるとともに、焼入れ性を向上させて複合組織を得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上（好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上）添加する。但し、３％を超えて添加すると、偏析が著しく生じると共に、延性が劣化する為、その上限を３％（好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下）とする。
【００２７】
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、フェライト固溶強化元素として有用であり、高強度化に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨される。但し、０．１５％を超えて添加すると延性が劣化する。好ましくは０．１％以下である。
【００２８】
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）
Ｓは、熱間圧延時にＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる他、冷間時の延性を低下させる元素である為、その上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１５％以下である。
【００２９】
本発明の鋼は上記成分を基本成分として含有し、残部：実質的に鉄及び不純物であるが、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００３０】
Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）
Ｃｒ及びＭｏは、焼入れ性を向上させて、鋼の強度を高めるのに有効な元素であることから、Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で０．１％以上添加することが推奨される。しかしながら、過剰に添加しても効果が飽和してしまい、延性が劣化する為、Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは合計で０．８％以下である。
【００３１】
尚、これらの元素は夫々、単独で使用しても良いし、或いは併用しても構わない。
【００３２】
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又は
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
これらの元素は、強度−延性バランスを高く保持したまま、高強度化を実現するのに有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｎｉ：０．１％以上、及び／又はＣｕ：０．１％以上を添加することが推奨される。しかしながら、これらの元素を過剰に添加しても上記効果が飽和してしまう他、熱延時に割れが生じる等生産性が劣化することから、Ｎｉ：０．５％以下、及び／又はＣｕ：０．５％以下に抑えるのが良い。
【００３３】
Ｃａ及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）添加することが推奨される。但し、０．００３％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは０．００２５％以下である。
【００３４】
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）の少なくとも一種
これらの元素はいずれも、炭窒化物形成元素であり、該炭窒化物による析出強化と、（α＋γ）域に加熱したときのα相及びγ相の結晶粒微細化効果により、高強度化に寄与する。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると析出硬化により降伏比が高くなってしまう。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
【００３５】
Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｂは焼入性を向上し、微量で強度を高める作用がある。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０００５％以上添加することが推奨される。しかしながら、過剰に添加すると粒界が脆化し、鋳造や圧延等の処理により割れが生じる為、その上限を０．００３％とする。より好ましくは０．００２％以下である。
【００３６】
次に本発明鋼板を製造する方法について説明する。
【００３７】
本発明鋼板は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程を経て製造することができる。このうち本発明法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を図１に、第一の連続焼鈍工程の説明図を図２に、夫々示す。
【００３８】
まず、熱延工程、および冷延工程を実施する。これらの工程は特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができる。例えば上記熱延工程としては、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。また、冷延工程では、約３０〜７０％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。
【００３９】
次に、本発明法を特徴付ける▲１▼第一の連続焼鈍工程、および▲２▼第二の連続焼鈍工程について、図１及び図２を援用しながら説明する。
【００４０】
▲１▼第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工程）
まず、Ａ１点以上Ａ３点以下の温度（図１中、Ｔ１）で加熱保持（均熱）した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度（図１中、ＣＲ）で、室温まで冷却することにより、フェライト及びマルテンサイトを生成させる。
【００４１】
ここでＡ１点以上Ａ３点以下の温度に均熱するのは、フェライトを生成させる為である。勿論、この方法に限定されず、Ａ３点以上の温度で均熱した後、冷却する過程でＡ１点以上Ａ３点を経由することにより所望のフェライトを生成させてもよい。尚、上記の均熱時間は、概ね３０〜６００秒間（好ましくは６０秒以上、３００秒以下）に制御することが推奨される。
【００４２】
上記の如く均熱した後、平均冷却速度（ＣＲ）を１０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上）に制御しつつ室温まで冷却する。本発明法では、上記第一の連続焼鈍工程を、水冷する等して室温まで冷却する点に特徴があり、これにより、所望のフェライト及びマルテンサイト（マルテンサイトの代わりにベイナイトが生成してもよい）が得られる。ちなみに先願発明は、当該工程において「室温まで冷却する」手段を実施していない為、本発明法と相違する。
【００４３】
また、室温まで冷却するに当たり、一気にＭｓ点以下の温度まで冷却して水冷する等し、当該工程でフェライトとマルテンサイトの混合組織としても良いが、或いは、一旦、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却して加熱保持（図１中、Ｔ２）した後、室温まで冷却してもよい。後者の場合には、当該工程でフェライトとベイナイトの混合組織が得られるが、ここで生成したベイナイトは、引続き実施する第二の連続焼鈍工程において、所望のマルテンサイトとなり最終的にベイナイトが生成されることはない。
【００４４】
▲２▼第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工程）
次に、Ａ１点以上Ａ３点以下の温度であって、且つ、第一の連続焼鈍工程で加熱保持した温度よりも低い温度（図２中、Ｔ３）で加熱保持［図２中、ｔ３（秒）］した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度（図２中、ＣＲ）で、室温まで冷却する。当該工程は、第一の連続焼鈍工程で得られたフェライト及びマルテンサイトの組織について、マルテンサイトを軟化させ、両組織の硬度差を小さくする目的で実施されたものである。或いは前述した通り、上記第一の連続焼鈍工程では、フェライト及びベイナイトを生成させても良いが、この第二の連続焼鈍工程において室温まで冷却することにより、最終的には、上記ベイナイトは、所望のアスペクト比を有するマルテンサイトとなる。
【００４５】
ここで、上記の均熱温度（Ｔ３）は、Ａ１点以上Ａ３点以下の温度であって、且つ、第一の連続焼鈍工程で加熱保持した温度（Ｔ１）よりも低い温度とする。Ｔ３がＴ１よりも高い場合、第一の連続焼鈍工程（上記▲１▼）で生成した第２相のマルテンサイトの分率よりも、当該第二の連続焼鈍工程で生成した第２相のマルテンサイトの分率の方が多くなってしまい、第一の連続焼鈍工程を施した意味がなくなり、所望のアスペクト比が高いマルテンサイト組織が得られないからである。具体的には、Ｔ３は、Ｔ１に比べて約１０℃以上（好ましくは約２０℃以上）低く制御することが推奨される。
【００４６】
また、上記均熱時間（ｔ３）は特に限定されないが、ミクロ組織の均一化を図る為には、下限を３０秒以上とすることが好ましい。ｔ３は長くても良いが、生産性等を考慮すると、せいぜい、数分以内に制御することが推奨される。
【００４７】
上記の如く均熱した後、平均冷却速度（ＣＲ）を１０℃／ｓ以上に制御しつつ。水冷する等して室温まで冷却する。本発明法では、上記第ニの連続焼鈍工程を、室温まで冷却する点に特徴があり、これにより、最終的に所望の組織が得られる。ちなみに先願発明では、当該工程において「室温まで冷却する」手段を採用していない為、最終的な組織形態が相違する。
【００４８】
また、冷却速度（ＣＲ）は１０℃／ｓ以上（好ましくは１５℃／ｓ以上、より好ましくは２０℃／ｓ以上）とする。ＣＲが上記範囲を下回ると所望の組織が得られず、パーライト等が生成してしまう。尚、その上限は特に規定されず、大きければ大きい程良い。
【００４９】
この様にして室温まで冷却した後、１００〜６００℃の温度［図２中、Ｔ４（℃）］で所定時間［図２中、ｔ４（秒）］、過時効を行なう。上記過時効処理によりＴＳレベルを適切にコントロールできるからである。１００℃未満では、上記作用を有効に発揮させることができない。より好ましくは２００℃以上である。但し、６００℃を超えるとセメンタイトが析出し、ＴＳが低下する等の問題がある。より好ましくは５００℃以下である。また、過時効の処理時間（ｔ４）は、要求されるＴＳレベル等に応じて適切に制御することが推奨されるが、概ね、１０〜６００秒間（より好ましくは３０秒以上、３００秒以下）に制御することが好ましい。
【００５０】
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。
【００５１】
【実施例】
以下の実施例１及び２では、特に、機械的特性に及ぼす組織の影響について検討した。
【００５２】
実施例１：成分組成及び製造条件の検討
本実施例では、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表１のＮｏ．１〜１０：表中の単位は質量％）を真空溶製し、実験用スラブとしてから、下記方法（熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍）に従って、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た後、酸洗により表面スケールを除去し、１．２ｍｍ厚まで冷間圧延した。
【００５３】
［表２のＮｏ．１〜１０］（本発明法にて製造）
熱延工程：開始温度（ＳＲＴ）１１５０℃、仕上温度（ＦＤＴ）８５０℃、冷却速度４０℃／ｓ、巻取温度５５０℃
冷延工程：冷延率５０％
第一の連続焼鈍工程：Ａ１点以上Ａ３点以下の温度（８５０℃）で６０秒間保持した後、冷却速度３０℃／ｓで室温まで冷却した（水冷）。
【００５４】
第二の連続焼鈍工程：Ａ１点以上Ａ３点以下の温度（８００℃）で６０秒間保持した後、冷却速度３０℃／ｓにて室温まで冷却した（水冷）後、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（４００℃）で１８０秒間焼戻処理した。
【００５５】
［表２のＮｏ．１１〜１９］（本発明法を外れる製造方法）
上記の製造条件において、第一の連続焼鈍工程を省略したこと以外は、［表２のＮｏ．１〜１０］の製造条件と同じ。
【００５６】
［表２のＮｏ．２０］（本発明法を外れる製造方法）
上記の製造条件において、第一の連続焼鈍工程を省略すると共に、第二の連続焼鈍工程について、Ａ１点以上Ａ３点以下の温度（８００℃）で６０秒間保持した後、冷却速度１０℃／ｓにてＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（４００℃）までファン冷却し、当該温度で１８０秒間加熱保持した。
【００５７】
この様にして得られた各鋼板について、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］、及び伸びフランジ性（穴広げ性：λ）を、下記要領で夫々測定した。
【００５８】
まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、引張強度（ＴＳ）及び伸び（ＥＩ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。
【００５９】
また、伸びフランジ性試験は、７０ｃｍ角、板厚１．２ｍｍの試験片を用いた。具体的には、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜き後、６０°円錐パンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ  １００１）。
【００６０】
更に、上記鋼板中組織の面積率（占積率）及びマルテンサイトのアスペクト比は、鋼板をレペラー腐食し、光学顕微鏡（倍率１０００倍）観察により組織を同定した後、測定した。同様にしても測定した。尚、γＲの占積率は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ＩＳＩＪ  Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。
【００６１】
これらの結果を表２に示す。
【００６２】
【表１】
2004238679.tif 000002
【００６３】
【表２】
2004238679.tif 000003
【００６４】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【００６５】
まず、Ｎｏ．２〜９はいずれも、本発明の範囲を満足する鋼種（表１のＮｏ．２〜９）を用い、本発明法によって所定の組織（フェライト＋アスペクト比の高いマルテンサイト）を製造した例であるが、平均アスペクト比が１．１〜１．２と、アスペクト比に低いマルテンサイトを有する他の鋼板（Ｎｏ．１１〜２０）に比べ、伸びフランジ性に優れており、９００ＭＰａ以上の高強度域において、強度−伸び及び強度−伸びフランジ性の双方に優れた鋼板が得られた。
【００６６】
これに対し、本発明で特定する製造条件のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
【００６７】
まず、Ｎｏ．１はＣ量が少ない例であり、所望の組織が得られずにベイニティックフェライトとフェライトの複合組織鋼板が生成してしまい、強度が低下した。
【００６８】
また、Ｎｏ．１０はＳｉ量が少ない例であり、所望の強度を確保できなかった。
【００６９】
Ｎｏ．１１〜２０は、連続焼鈍処理を１回のみ実施した従来のＤＰ鋼板（フェライトおよびアスペクト比の低いマルテンサイト）であり、伸びフランジ性に劣っており、強度−伸びフランジのバランス（ＴＳ×λ）が悪い。ちなみにＮｏ．１９は、Ｓｉ量が少ない鋼種１０を用いている為、強度が低い。
【００７０】
また、Ｎｏ．２０は、第一の連続焼鈍処理を施さず、且つ、第二の連続焼鈍工程において、室温まで冷却しなかった例であり、フェライトおよびマルテンサイトを含有するＴＲＩＰ型複合組織鋼板が得られ、伸びフランジ性に劣っている。
【００７１】
参考までに図３及び図４に、本発明例（Ｎｏ．２）及び比較例（Ｎｏ．１１）の光学顕微鏡写真（倍率１０００倍）を夫々、示す。これらの図より、本発明法で製造したＮｏ．２では、所望のアスペクト比が高いマルテンサイトが生成されているのに対し、従来の方法で製造したＮｏ．１１では、アスペクト比の低いマルテンサイトが生成することが分かる。
【００７２】
実施例２：製造条件の検討
本実施例では、表１のＮｏ．２（本発明の成分組成を満足する鋼）の実験用スラブを用い、表３に示す種々の製造条件を経て表４のＮｏ．１〜３に示す冷延鋼板を得た。板厚はすべて１．２ｍｍである。
【００７３】
次に、実施例１と同様の方法で、当該鋼板の組織及び種々の特性を調べた。これらの結果を表４に示す。
【００７４】
【表３】
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【００７５】
【表４】
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【００７６】
まず、Ｎｏ．１〜２は、本発明に規定する条件で熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍を行い、所望の組織からなる冷延鋼板を製造した本発明例であるが、いずれも９００ＭＰａ以上の高強度を有しており、強度−伸び及び強度−伸びフランジ性のバランスに優れている。
【００７７】
これに対し、Ｎｏ．３は、連続焼鈍を１回しか実施せず、第一の連続焼鈍を行なわなかった従来例であるが、平均アスペクト比が１．２のマルテンサイトを有する従来のＤＰ鋼板が得られており、伸びフランジ性が低下する。
【００７８】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、約７８０ＭＰａ級以上の高強度域において、強度−伸び及び強度−伸びフランジ性のバランスに優れた高強度複合組織鋼板を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図２】第二の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図３】実施例１におけるＮｏ．２（本発明例）の光学顕微鏡写真（×１０００）である。
【図４】実施例１におけるＮｏ．１１（比較例）の光学顕微鏡写真（×１０００）である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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