(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．２５％、
Ｓｉ：０．６〜２．５％、
Ｍｎ：２．３〜３．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％未満、
Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
面積率でフェライト：６〜８０％、フェライト以外である残部の上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：２０〜９４％、体積率で残留γ：７〜２０％を含み、粒子幅が０．１８〜０．６０μｍ、粒子長さが１．７〜７．０μｍ、アスペクト比が５〜１５である残留γUBの面積率：ＳγUBが０．２〜５％であり、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが３％以下（０％を含む）である鋼板。
【請求項２】
ポリゴナルフェライト内部に分布し、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍのフレッシュマルテンサイトおよび／またはアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍの残留γ粒子の合計個数ＮMAとポリゴナルフェライト粒の合計個数ＮPの比率ＮMA／ＮPが０．３以下である請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記組織において、Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率：ＳＣ濃化が０．２〜５％である請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である前記領域は、残留γである請求項３に記載の鋼板。
【請求項５】
Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である前記領域は、残留γUB粒子である請求項３に記載の鋼板。
【請求項６】
前記隣接領域が上部ベイナイトを含む請求項３〜５のいずれかに記載の鋼板。
【請求項７】
ポリゴナルフェライト以外である残部の、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γからなる領域のＭｎ濃度：Ｍｎγ2ndと鋼板の平均Ｍｎ濃度：ＭｎBulkの比Ｍｎγ2nd／ＭｎBulkが１．１以上である請求項１〜６のいずれかに記載の鋼板。
【請求項８】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００２〜０．１％、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１〜７のいずれかに記載の鋼板。
【請求項９】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．００３〜０．５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．１％、
Ｚｒ：０．００５〜０．２％およびＷ：０．００５〜０．２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１〜８のいずれかに記載の鋼板。
【請求項１０】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％、
Ｃｅ：０．０００２〜０．００４０％、
Ｌａ：０．０００２〜０．００４０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｓｂ：０．００２〜０．１％およびＳｎ：０．００２〜０．１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１〜９のいずれかに記載の鋼板。
【請求項１１】
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｗ：０．００５〜０．２％を含有する、請求項１〜１０のいずれかに記載の鋼板。
【請求項１２】
引張強度が７８０ＭＰａ以上１４５０ＭＰａ以下である請求項１〜１１のいずれかに記載の鋼板。
【請求項１３】
請求項１〜１２のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、
鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、冷延鋼板を、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）において７８０〜８８０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７８０〜４７０℃の温度範囲を平均冷却速度：５．０〜２０００℃／ｓで冷却したのち、４７０〜４０５℃の温度範囲で１４〜２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０〜８０℃／ｓで冷却し、さらに冷却停止温度から３７０℃までの温度範囲を平均加熱速度：３℃／ｓ以上で加熱を行い、３００〜５５０℃で３０〜３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却する鋼板の製造方法。
ここで、冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ−９０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ−１８０・・・（Ａ）
Ｍｓ＝５３９−４７４×［％Ｃ］／（１００−ＶF）×１００−３０．４×［％Ｍｎ］×１．２−１２．１×［％Ｃｒ］−７．５×［％Ｍｏ］−１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）
［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量（質量％）を表し、含まない場合は０とし、ＶFはフェライトの面積率（％）を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用に好ましく適用できる、鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車車体軽量化ニーズの更なる高まりから、自動車の骨格部品やシート部品への９８０〜１１８０ＭＰａ級高強度鋼板の適用が進みつつある。しかしながら、９８０〜１１８０ＭＰａ級の高強度鋼板を自動車部品に適用した場合、延性の低下や伸びフランジ成形性の低下に起因してプレス割れが生じやすくなる。このため、これらの高強度鋼板には、従来と比べ成形性に優れていることが望まれる。【０００３】
このような背景から、鋼板の延性を向上させる技術として、鋼板のミクロ組織中に残留γを分散させたＴＲＩＰ鋼が開発されている。【０００４】
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１０〜０．４５％、Ｓ：０．５〜１．８％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含む鋼を焼鈍後に３５０〜５００℃で１〜３０ｍｉｎ保持して残留γを生成させることでＴＳ：８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でＴＳ×Ｅｌ≧２５００ｋｇｆ／ｍｍ２・％の高い延性を有する鋼板が得られることが開示されている。【０００５】
特許文献２には、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有する鋼を焼鈍後に１０℃／s以上で４５０〜３００℃まで冷却し、１８０〜６００秒保持し、占積率で残留オーステナイトを５％以上、ベイニティックフェライトを６０％以上、ポリゴナルフェライトを２０％以下に制御することで、延性：Ｅｌと伸びフランジ成形性：λに優れた鋼板が得られることが開示されている。【０００６】
特許文献３には、特定の成分組成を有する鋼板を焼鈍後１５０〜３５０℃の温度域まで冷却し、その後４００℃付近に再加熱して保持することで、フェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトを含む組織が得られ、高い延性および高い伸びフランジ成形性を鋼板に付与できることが開示されている。これは冷却過程で一度マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）〜マルテンサイト変態完了温度（Ｍｆ点）の間の温度域まで冷却し、その後再加熱保持して残留γを安定化させる、所謂、Ｑ＆Ｐ；Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ（焼入れとマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配）という原理を利用したものである。近年、この原理の利用で高い延性と高い伸びフランジ成形性を有する高強度鋼の開発が進んでいる。【０００７】
特許文献４には、上記のＱ＆Ｐ処理を改良した手法が開示されている。すなわち、特定の成分組成を有する鋼を、ポリゴナルフェライトを５％以下とするためにＡｅ３−１０℃以上の温度で焼鈍し、その後、Ｍｓ−１０℃〜Ｍｓ−１００℃の比較的高温で冷却を停止することで、４００℃付近に再加熱した際に上部ベイナイトを生成させて高い延性と高い伸びフランジ成形性を得ようとするものである。【０００８】
さらに特許文献５には、低温で生成するベイナイトと高温で生成するベイナイトを活用し、延性と低温靱性に優れた鋼板を得る手法が開示されている。すなわち、Ｃ：０．１０〜０．５％を含有する鋼を焼鈍後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０〜４００℃まで冷却し、その温度域で１０〜２００ｓｅｃ保持することで低温域のベイナイトを生成させ、４００℃超５４０℃以下の温度域に再加熱して５０ｓｅｃ以上保持することで高温域のベイナイトを生成させ延性と低温靱性に優れた鋼板を得ようとするものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特公平６−３５６１９号公報
【特許文献２】特許第４４１１２２１号公報
【特許文献３】特許第５４６３６８５号公報
【特許文献４】特許第３８８１５５９号公報
【特許文献５】特許第３８５４５０６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、特許文献１に記載の従来のＴＲＩＰ鋼は、Ｅｌは優れているものの、伸びフランジ成形性が非常に低いという問題を有していた。【００１１】
特許文献２に記載の技術では、ミクロ組織として主にベイニティックフェライトを活用しており、フェライトを少なく抑えているので、伸びフランジ成形性には優れているものの延性は必ずしも高くない。このため、難成形部品への適応を考えると、さらなる延性の改善が求められていた。【００１２】
特許文献３に記載の技術では、従来のＴＲＩＰ鋼やベイニティックフェライトを活用した鋼と比べると、比較的高い延性と高い伸びフランジ成形性を実現している。しかし、センターピラー等の難成形部品での成形においては破断が認められ、さらなる延性の向上が必要とされていた。本技術を適用した鋼板では、破断のしにくさを示す一様変形量が必ずしも十分でないことが明らかになった。この一様変形量は、延性の指標となるＥｌの中でもネッキングが生じ始めるまでの伸び量を表すＵ．Ｅｌで表され、Ｕ．Ｅｌをさらに増加させる必要がある。【００１３】
特許文献４に記載の技術では、塊状のマルテンサイトを低減するためにポリゴナルフェライトの生成量を低減しており、十分な延性が確保できない。また、Ｅｌを向上させるために冷却停止温度を比較的高く設定しており、冷却停止時に未変態γが多く残存するので、塊状のマルテンサイトが残存しやすい。【００１４】
特許文献５に記載の技術では、延性を向上させるために、低温域変態ベイナイトと高温域変態ベイナイトを活用するが、低温で変態するベイナイトは延性向上に対する寄与が小さく、高温で生成するベイナイトを利用する場合は塊状組織が残存しやすい。このため、高い延性と高い伸びフランジ成形性を同時に付与するのは難しい。【００１５】
このように、従来技術では、十分高い延性と高い伸びフランジ成形性を確保した鋼板は得られていなかった。【００１６】
本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、７８０〜１４５０ＭＰａ級の引張強度を有する場合でも、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性を有する鋼板およびその製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性を具備させる手段について鋭意検討を行い以下の結論を得た。【００１８】
まず、従来、（１）オーステンパ処理を施したＴＲＩＰ鋼で伸びフランジ成形性が不十分だった原因、（２）Ｑ＆Ｐを利用した鋼で延性が不十分だった原因を検討した。（１）の原因は、次の通りと考えられる。オーステンパを施したＴＲＩＰ鋼では、４００℃付近のオーステンパ時に炭素がベイナイトから未変態オーステナイトに拡散し、ｂｃｃ相とｆｃｃ相の自由エネルギーが等しくなるＴ０組成にオーステナイト中の炭素量が近づいた時点でベイナイト変態が停滞する。この変態の停滞により、Ｔ０組成付近まで炭素が濃化した硬質なマルテンサイトや残留γで構成される塊状組織が残存する。（２）の原因は次の通りと考えられる。Ｑ＆Ｐを利用した鋼では、冷却停止温度を十分低下させることで塊状組織は低減できるものの、マルテンサイト中での炭化物の析出や炭素の安定化により、オーステナイト相への炭素の供給が阻害され、残留γの安定化が十分に行われない。【００１９】
Ｑ＆Ｐプロセスの最終テンパー過程で上部ベイナイトを多く生成させようとする場合は、（１）の現象が生じることが不可避である。つまり、従来提案された熱処理方法では、上部ベイナイト変態に隣接して生成する安定な残留γの利用と、塊状組織の低減を両立するのは難しい。このため、従来技術では、ある一定の延性と伸びフランジ特性の範囲からの脱却が難しい。【００２０】
これに対して、上部ベイナイトに隣接して生じる安定な残留γの利用と、塊状組織の低減を両立し、上記の技術による特性範囲を超える特性を付与しうる熱処理技術を新たに見出した。それは以下の骨子による。【００２１】
（ｉ）焼鈍後、冷却する過程で、炭化物析出をほとんど伴わない上部ベイナイトの変態ノーズの４５０℃付近（４０５〜４７０℃）で１４ｓｅｃ以上２００ｓｅｃ以下保持し、高温域で生じるベイナイトを優先して生成させる。この中間保持により、最終組織において延性向上に貢献するプレート状（断面組織では針状）の残留γを形成させる。【００２２】
（ｉｉ）残部の未変態γ領域において、塊状組織形成の原因となるＴ０組成までの炭素の濃化が生じる前に２次冷却を開始し、Ｍｓ−９０℃（本成分範囲では少なくとも３３５℃以下）の低温域まで冷却する。これにより、未変態γ領域をマルテンサイト変態もしくは下部ベイナイト変態により分断し、塊状組織を十分低減する。【００２３】
（ｉｉｉ）その後４００℃付近に再加熱・保持し、マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトにするのと同時に、冷却途中保持で上部ベイナイトに隣接して生成させたプレート状の残留γUB、２次冷却中に生成したマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して残存するフィルム状の残留γに炭素を分配させ、プレート状およびフィルム状の２種類の残留γを安定化させる。この２段冷却＋再加熱保持処理では、とりわけプレート状のγUBで炭素の濃化が著しく促進される。それは、プレート状のγUBの近傍では炭化物の析出による炭素の浪費が抑えられること、プレート状のγUB近傍の４０５℃以上で生成する高温域の上部ベイナイトではベイナイトからγへの炭素の離脱が容易に生じることによる。【００２４】
（ｉｖ）張り出し成形と伸びフランジ成形が一つの部品内でともに存在するような複合成形の場合、プレスのビード張力を増加させると鋼板の流入が抑制されて張り出し成形部分で割れが生じやすくなり、ビード張力を弱めると鋼板の流入量が多くなってフランジ部での割れが生じやすくなる。これら両者の割れを回避するためには、延性の指標の一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）と伸びフランジ成形性の指標のλを、７８０〜１１８０ＭＰａ級では（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧２９００００で表される範囲に制御することが重要である。より部品を限定し、部品形状の最適化を行うことでより高強度な１３２０ＭＰａ級を適用することも可能になるが、１３２０ＭＰａ級を適用する場合においても（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧２０００００で表される範囲に制御することが重要である。また、Ｕ．Ｅｌは、ＴＳ：７８０〜１１８０ＭＰａ級（ＴＳの範囲で７８０〜１３１９ＭＰａ）では９％以上、より好ましくは１０％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ級（ＴＳの範囲で１３２０ＭＰａ以上）では８％以上、より好ましくは９％以上、λはＴＳ：７８０〜１１８０ＭＰａ級（ＴＳの範囲で７８０〜１３１９ＭＰａ）では４０％以上、より好ましくは４５％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ級（ＴＳの範囲で１３２０ＭＰａ以上）では３０％以上、より好ましくは３５％以上、確保することで成形の安定性は格段に向上する。【００２５】
このように上部ベイナイト変態をマルテンサイト変態の前に活用し、残部の塊状組織の残存量をＱ＆Ｐ処理により制御するという２段冷却処理を行うことで、今まで困難であった安定な残留γの利用と塊状組織の低減の両立が可能になる。その結果、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性を両立した鋼板を得ることが出来る。さらに、本発明によれば、高強度化することも可能である。【００２６】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には以下のものを提供する。【００２７】
［１］質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：０．６〜２．５％、Ｍｎ：２．３〜３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．５０％未満、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、面積率でフェライト：６〜８０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：２０〜９４％、体積率で残留γ：７〜２０％を含み、粒子幅が０．１８〜０．６０μｍ、粒子長さが１．７〜７．０μｍ、アスペクト比が５〜１５である残留γUBの面積率：ＳγUBが０．２〜５％であり、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが３％以下（０％を含む）である鋼板。【００２８】
［２］ポリゴナルフェライト内部に分布し、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍのフレッシュマルテンサイトおよび／またはアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍの残留γ粒子の合計個数ＮＭＡとポリゴナルフェライト粒の合計個数ＮＰの比率ＮＭＡ／ＮＰが０．３以下である［１］に記載の鋼板。【００２９】
［３］前記組織において、Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率：ＳＣ濃化が０．２〜５％である［１］または［２］に記載の鋼板。【００３０】
［４］Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である前記領域は、残留γである［３］に記載の鋼板。【００３１】
［５］Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である前記領域は、残留γUB粒子である［３］に記載の鋼板。【００３２】
［６］前記隣接領域が上部ベイナイトを含む［３］〜［５］のいずれかに記載の鋼板。【００３３】
［７］ポリゴナルフェライト以外である残部の、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γからなる領域のＭｎ濃度：Ｍｎγ2ndと鋼板の平均Ｍｎ濃度：ＭｎBulkの比Ｍｎγ2nd／ＭｎBulkが１．１以上である［１］〜［６］のいずれかに記載の鋼板。【００３４】
［８］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｂ：０．０００２〜０．０１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する［１］〜［７］のいずれかに記載の鋼板。【００３５】
［９］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００３〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．２％およびＷ：０．００５〜０．２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］〜［８］のいずれかに記載の鋼板。【００３６】
［１０］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％、Ｃｅ：０．０００２〜０．００４０％、Ｌａ：０．０００２〜０．００４０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｂ：０．００２〜０．１％およびＳｎ：０．００２〜０．１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］〜［９］のいずれかに記載の鋼板。【００３７】
［１１］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｗ：０．００５〜０．２％を含有する、［１］〜［１０］のいずれかに記載の鋼板。【００３８】
［１２］引張強度が７８０ＭＰａ以上１４５０ＭＰａ以下である［１］〜［１１］のいずれかに記載の鋼板。【００３９】
［１３］［１］、［８］〜［１１］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、冷延鋼板を、連続焼鈍ライン(ＣＡＬ)において７８０〜８８０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７８０〜４７０℃の温度範囲を平均冷却速度：５．０〜２０００℃／ｓで冷却したのち、４７０〜４０５℃の温度範囲で１４〜２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０〜８０℃／ｓで冷却し、さらに冷却停止温度から３７０℃までの温度範囲を平均加熱速度：３℃／ｓ以上で加熱を行い、３００〜５５０℃で３５〜３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却する鋼板の製造方法。
ここで、冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ−９０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ−１８０・・・（Ａ）
Ｍｓ＝５３９−４７４×［％Ｃ］／（１００−ＶＦ）×１００−３０．４×［％Ｍｎ］×１．２−１２．１×［％Ｃｒ］−７．５×［％Ｍｏ］−１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）
［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とし、ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
【発明の効果】
【００４０】
本発明によれば、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性を両立した鋼板を得ることが出来る。さらに、本発明によれば、高強度化することも可能である。
【図面の簡単な説明】
【００４１】
【図１】ＳＥＭ画像の一例を示す図である。
【図２】アスペクト比、粒子幅、粒子長さを説明するための図である。
【図３】製造条件の一例を示す図である。
【図４】Ｃ濃度と分析長さとの関係を表すグラフの一例を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００４２】
以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００４３】
本発明の鋼板は、特定の成分組成と特定の鋼組織とを有する。そこで、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。
【００４４】
本発明の鋼板は下記の成分を含む。下記の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
【００４５】
Ｃ：０．０６〜０．２５％
Ｃは、焼き戻しマルテンサイトの面積率を確保して所定の強度を確保する観点、残留γの体積率を確保して延性を向上させる観点、残留γ中に濃化して残留γを安定化させて延性を向上させる観点から含有する。Ｃの含有量が０．０６％未満では鋼板の強度、鋼板の延性が十分に確保できないので、その下限は０．０６％とする。好ましくは０．０９％以上、より好ましくは０．１１％以上である。その含有量が０．２５％を超えると冷却途中の中間保持における上部ベイナイト変態が遅延して所定量の上部ベイナイト変態に隣接して生成するプレート状の残留γUBを形成することが難しくなる。その結果、延性が低下する。また、塊状のマルテンサイトもしくは塊状の残留γが増加して、伸びフランジ成形性が劣化する。さらに、鋼板のスポット溶接性、曲げ性、穴拡げ性といった諸特性が著しく劣化する。このため、Ｃ含有量の上限は０．２５％とする。延性やスポット溶接性向上の観点からはＣ含有量は０．２２％以下とすることが望ましい。延性およびスポット溶接性をさらに改善する観点からはＣ含有量は０．２０％以下にすることがさらに望ましい。
【００４６】
Ｓｉ：０．６〜２．５％
Ｓｉは、フェライトを強化して強度を上昇させる観点、マルテンサイトやベイナイト中の炭化物生成を抑制し、残留γの安定性を向上させて延性を向上させる観点から含有する。炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点から、Ｓｉ含有量は０．６％以上にする。延性向上の観点から、Ｓｉ含有量は０．８％以上が好ましい。より好ましくは０．９％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。Ｓｉの含有量が２．５％を超えると圧延荷重が極端に高くなり、薄板の製造が困難になる。また、化成処理性や溶接部の靭性が劣化する。このため、Ｓｉの含有量は２．５％以下とする。化成処理性や素材および溶接部の靭性確保の観点からはＳｉの含有量は２．０％未満とするのが好ましい。溶接部の靭性確保の観点からはＳｉの含有量は１．８％以下、さらには１．５％以下とするのが好ましい。
【００４７】
Ｍｎ：２．３〜３．５％
Ｍｎは、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを確保して強度を確保する観点、α＋γ２相域焼鈍時にγ中に濃化して残留γのＭｓ点の低下により残留γを安定化させ延性を改善する観点、Ｓｉと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点、残留γの体積率を増加させて延性を向上させる観点から重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎの含有量は２．３％以上とする。従来の熱処理方法の中で、最終工程でベイナイト変態を活用する手法では、Ｍｎを２．３％以上含有すると、硬質なマルテンサイトや残留γからなる塊状組織が多量に残存して伸びフランジ成形性が低下していた。しかし、本発明では、後述する熱処理方法を採用により得られる組織を有するので、Ｍｎを多量に含有しても塊状組織を低減することが可能であり、Ｍｎ含有による残留γの安定化作用や体積率増加作用を享受することが出来る。残留γを安定化させて延性を向上させる観点からは、Ｍｎ含有量は２．５％以上が好ましい。好ましくは２．６％以上、より好ましくは２．８％以上である。Ｍｎの含有量が３．５％を超えるとベイナイト変態が著しく遅延するので高い延性を確保する事が困難になる。また、Ｍｎの含有量が３．５％を超えると、塊状の粗大γや塊状の粗大マルテンサイトの生成を抑制することは難しくなり、伸びフランジ成形性も劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。ベイナイト変態を促進して高い延性を確保する観点からＭｎ含有量は３．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは３．１％以下である。
【００４８】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性を劣化させる。したがって、Ｐは０．０２％以下とする。スポット溶接性を改善する観点からはＰは０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐを含まなくてもよいが、Ｐ含有量は製造コストの観点から０．００１％以上が好ましい。
【００４９】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは熱延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性、曲げ性、穴拡げ性に対して大きな悪影響を有する元素である。これらの悪影響を低減するために少なくともＳは０．０１％以下とする。本発明ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が非常に高いのでスポット溶接性が悪化しやすく、スポット溶接性を改善する観点からはＳは０．００２０％以下とすることが好ましく、さらに０．００１０％未満とすることがより好ましい。なお、Ｓを含まなくてもよいが、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上が好ましい。
【００５０】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％未満
Ａｌは脱酸のため、あるいはＳｉの代替として残留γを安定化する目的で含有する。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うためには０．０１％以上とすることが望ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．５０％以上となると、素材の強度が極端に低下し、化成処理性にも悪影響するので、ｓｏｌ．Ａｌは０．５０％未満とする。高い強度を得るためにｓｏｌ．Ａｌは０．２０％未満とすることがさらに好ましく、０．１０％以下とすることがより一層好ましい。
【００５１】
Ｎ：０．０１５％未満
Ｎは鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、鋼の熱間延性を低下させ、表面品質を低下させる元素である。また、Ｂを含有する鋼では、ＢＮの形成を通じてＢの効果を消失させる弊害がある。Ｎ含有量が０．０１５％以上になると表面品質が著しく劣化する。したがって、Ｎの含有量は０．０１５％未満とする。なお、Ｎを含まなくてもよいが、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上が好ましい。
【００５２】
本発明の鋼板の成分組成は、上記成分に加えて、以下の任意元素を適宜含有することができる。
【００５３】
Ｔｉ：０．００２〜０．１％
Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、熱間延性を向上させる効果やＢの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。また、ＴｉＣの析出により組織を微細化する効果がある。これらの効果を得るためにＴｉ含有量を０．００２％以上にすることが望ましい。Ｎを十分固定する観点からはＴｉ含有量は０．００８％以上がさらに好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招くので、Ｔｉ含有量は０．１％以下にすることが望ましい。より好ましくは０．０５％以下である。高い延性を確保するためにＴｉは０．０３％以下とすることがさらに好ましい。
【００５４】
Ｂ：０．０００２〜０．０１％
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させやすい利点を有する。また、固溶Ｂの残存により耐遅れ破壊特性は向上する。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上にすることが好ましい。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性の著しい低下をもたらし表面欠陥を生じさせる。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。さらに好ましい範囲は０．００３０％以下である。
【００５５】
Ｃｕ：０．００５〜１％
Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。このような観点からＣｕは０．００５％以上含有させることが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Ｃｕは０．０５％以上含有させることがより望ましい。さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Ｃｕ含有量は１％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
【００５６】
Ｎｉ：０．０１〜１％
Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上する作用のある元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このため、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。このため、Ｎｉ含有量は１％以下とする。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
【００５７】
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が望ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するのでＣｒ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。
【００５８】
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるので、その含有量は０．５％以下とすることが好ましい。化成処理性向上の観点からはＭｏは０．１５％以下とすることがさらに好ましい。
【００５９】
Ｖ：０．００３〜０．５％
Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することが出来る。その効果を得るためにはＶ含有量は０．００３％以上が望ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するのでＶ含有量は０．５％以下が望ましい。より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。
【００６０】
Ｎｂ：０．００２〜０．１％
Ｎｂは鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することが出来る。その効果を得るためにはＮｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｎｂを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。このため、Ｎｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００６１】
Ｚｒ：０．００５〜０．２％
Ｚｒは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＺｒ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｚｒを多量に含有すると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＺｒＮやＺｒＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｚｒ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
【００６２】
Ｗ：０．００５〜０．２％
Ｗは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＷ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｗを多量に含有させると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＷＮやＷＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｗ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
【００６３】
Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％
Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。ただし、Ｃａは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
【００６４】
Ｃｅ：０．０００２〜０．００４０％
Ｃｅも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃｅ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｃｅを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｃｅ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
【００６５】
Ｌａ：０．０００２〜０．００４０％
Ｌａも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｌａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｌａを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｌａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
【００６６】
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％
ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
【００６７】
Ｓｂ：０．００２〜０．１％
Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。このような観点から、Ｓｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性は劣化する。このため、Ｓｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００６８】
Ｓｎ：０．００２〜０．１％
Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００６９】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。また、上記任意成分を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は本発明の効果を害さない。そこで、上記任意元素を下限値未満で含む場合、上記任意元素は、不可避的不純物として含まれるとする。
【００７０】
次に、本発明の鋼板の鋼組織について、説明する。
【００７１】
フェライト：６〜８０％
高い延性を確保するために、フェライトは面積率で６％以上とする。より好ましくは８％以上、さらに好ましくは１１％以上である。一方、所定の強度を得るためにフェライトは面積率で８０％以下とする。より好ましくは５０％以下、さらに好ましくは２０％未満でさらには１５％未満とするのがよい。ここで、フェライトはポリゴナルなフェライトを指す。
【００７２】
上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：２０〜９４％
所定の強度、延性、伸びフランジ成形性を確保するためにこれらの面積率は２０〜９４％とする。下限についてより好ましくは５０％以上、さらに好ましくは８０％超であり、さらには８５％超とするのが良い。上限についてより好ましくは９２％以下、さらに好ましくは８９％以下である。上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの面積率をＳＥＭ写真で、各組織の含有量は次の範囲にあることが多いと考えられる。上部ベイナイトは面積率で３〜２０％である。焼戻しマルテンサイトは面積率で５〜８０％である。下部ベイナイトは面積率で０〜５０％である。
【００７３】
残留γ：７〜２０％
高い延性を確保するために、鋼組織全体に対して残留γは体積率で７％以上とする。より好ましくは９％以上、さらに好ましくは１０％以上である。この残留γ量には、上部ベイナイトに隣接して生成する残留γとマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成する残留γの両者を含む。残留γの量が増加しすぎると強度低下、伸びフランジ成形性の低下、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、残留γの体積率は２０％以下とする。より好ましくは１５％以下であり、また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。
【００７４】
粒子幅が０．１８〜０．６０μｍ、粒子長さが１．７〜７．０μｍ、アスペクト比が５〜１５である残留γUBの面積率：ＳγUBが０．２〜５％
後述する製造方法において、冷却過程の４７０〜４０５℃の中間温度域で保持することで、炭化物をほとんど含まない上部ベイナイト（ベイニティックフェライト）に隣接して生成するプレート状の残留γUBを得ることができる。このプレート状の残留γUB粒子は、粒子幅が０．１８〜０．６０μｍ、粒子長さが１．７〜７．０μｍ、アスペクト比が５〜１５である。この残留γUBを生成させることで、その生成量が微量であっても延性が向上する。その効果は、残留γUBの面積率：ＳγUBが０．２％以上確保されることで得られる。したがってＳγUBは０．２％以上とする。ＳγUBを０．３％以上とすることで、延性は著しく上昇するので、ＳγUBは０．３％以上とすることがさらに望ましい。より好ましくは０．４％以上である。ここで注意すべき点は、粒子幅、粒子長さ、アスペクト比が同一の鋼組織であってもＣ濃化量が少ない場合は、フレッシュマルテンサイトとなり、延性の向上に対する寄与が著しく小さいばかりか伸びフランジ成形性を著しく劣化させる。この組織は所謂ＭＡと称される組織の一つであり、本規定の組織は、Ｃが顕著に濃化した安定なγでありこのＭＡとは異なり区別しなければならない。このため、後述するように本組織はＥＢＳＤでｆｃｃ構造であることを確認したもののみを対象とする。また、このプレート状の残留γUBが多くなりすぎると、炭素の消費量が多くなりすぎ、大幅な強度低下が生じる。また、伸びフランジ成形性の低下や耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、ＳγUBは５％以下とする。より好ましくは４％以下、さらに好ましくは３％以下である。なお、上記面積率は、鋼組織全体における面積率を意味する。なお、残留γUBの面積率は、ＥＢＳＤを用いてフェーズマップデータを得、ｆｃｃ構造の組織を対象に測定し、他の金属相（ｂｃｃ系）から区別しうる。
【００７５】
上記の通り、粒子長さが１．７μｍ以上のものがプレート状である。また、粒子長さが１．７μｍ未満のものがフィルム状であるとする。
【００７６】
円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが３％以下（０％を含む）
従来、最終テンパー工程でベイナイト変態を多く生じさせようとする場合、塊状のマルテンサイトもしくは塊状の残留γが多く残存する。そこで、従来、これを防ぐために、Ｍｎを２％以下に低減してベイナイト変態を促進したり、γ単相から急冷してベイナイト変態を促進していた。しかしながら、Ｍｎ含有量を低減すると残留γの安定化効果や体積率増加効果が失われることによって、またγ単相から急冷して組織全面をベイナイト変態させるとフェライトが生成していないことによって、延性が損なわれていた。これに対して、本発明では、Ｍｎを多く含む鋼板を２相域焼鈍した場合でもベイナイト変態の利用と塊状組織の低減の両者が可能である。この伸びフランジ成形性に悪影響する塊状組織は、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子であり、その合計面積率：ＳγBlockを３％以下に低減することで優れた伸びフランジ性成形を確保できる。優れた伸びフランジ性成形を確保するためにＳγBlockは２％未満とすることが一層好ましい。また、ＳγBlockは０％でもよい。なお、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイト、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子のいずれか一方のみ含む場合には、その含まれるものの面積率を合計面積率とする。
【００７７】
ポリゴナルフェライト内部に分布し、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍのフレッシュマルテンサイトおよび／またはアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍの残留γ粒子の合計個数ＮＭＡとポリゴナルフェライト粒の合計個数ＮＰの比率ＮＭＡ／ＮＰ：０．３以下
例えば、ベイナイト変態を利用するためにγ単相域焼鈍を行った場合、その後に１５℃／以下の緩冷却が行われると、冷却中にポリゴナルフェライトが生成し、それに付随して必然的にポリゴナルフェライト内部に分布するアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍの円〜楕円状の微細なフレッシュマルテンサイトおよび／または残留γがフェライト粒内に生成する。この組織には残留γを十分に安定するＣ量（約１％）には達しないが、緩冷却中に生じる一定量のＣ、Ｍｎの濃化が避けられないのでＭｓ点が低下して、焼き戻し前までにマルテンサイト変態させることができず、最終冷却時にフレッシュマルテンサイトとなるかそのままＣ濃化量の少ない残留γとなる。このような組織は極めて硬質なマルテンサイトもしくは残留γの場合はわずかな塑性変形後に極めて硬質なマルテンサイトに変態するため、粒子直径が２μｍ未満であってもλの低下をもたらす。その影響はフレッシュマルテンサイトおよび／または残留γ粒子の合計個数ＮＭＡとポリゴナルフェライト粒の合計個数ＮＰの比率ＮＭＡ／ＮＰが０．３以下で軽減されるので、ＮＭＡ／ＮＰはこの範囲とする。また、比率ＮＭＡ／ＮＰは０でもよい。フレッシュマルテンサイトおよび残留γ粒子が含まれない場合に比率ＮＭＡ／ＮＰは０になる。なお、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍのフレッシュマルテンサイト、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍの残留γ粒子のいずれか一方を含む場合には、その含むものの個数を合計個数ＮＭＡとする。
【００７８】
Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率:ＳＣ濃化が０．２〜５％
周囲よりもＣ濃度が高い領域の面積率を調整することで、延性を向上させることができる。具体的には、Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率:ＳＣ濃化を０．２〜５％とすることで延性が高められる。なお、隣接領域とは、Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域と隣合う領域を意味する。
【００７９】
延性向上の観点からは、Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域は、残留γであることが好ましく、残留γUBであることがより好ましい。また、隣接領域の一部または全部は上部ベイナイトを含むことが好ましい。そこで、Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域が残留γUBであり、隣接領域が上部ベイナイトの場合について以下説明する。なお、上記領域が残留γUBであり、隣接領域が上部ベイナイトの場合のＳＣ濃化をＳγUB＊と表記する。
【００８０】
上部ベイナイトに隣接して生成する残留γUBでは、その粒子の少なくとも片側のＣ量が非常に低いという特徴を有する。つまり、４０５〜４７０℃の高温で生じたベイナイト（ベイニティックフェライト）からはＣのオーステナイトへの離脱が容易に進行し、Ｃがプレート状のγUBに効率的に濃化する。その結果、プレート状の残留γUBのＣ量は０．７〜１．３％となり、延性の向上に寄与する。また、その周囲の上部ベイナイトの領域ではＣ量は０．０７％以下に低下する。延性をさらに向上させるには、このようなＣの分布状態を有する残留γの領域ＳγUB＊を面積率で０．２〜５％確保することが好ましい。ＳγUB*を０．３％以上とすることで延性は著しく増加するので、ＳγUB*は０．３％以上とすることがさらに望ましい。上限については、より好ましくは４％以下、さらに好ましくは３％以下である。
【００８１】
ポリゴナルフェライト以外である残部の、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γからなる領域のＭｎ濃度：Ｍｎγ2ndと鋼板の平均Ｍｎ濃度：ＭｎBulkの比Ｍｎγ2nd／ＭｎBulk：１．１以上
本発明ではα＋γ２相域での焼鈍を前提としており、好ましくは、２相域焼鈍時に生じるフェライト領域からオーステナイト領域への均一なＭｎ濃化を利用して、さらなる延性の向上を図る。このように、２相域焼鈍で均一にγ領域にＭｎを分配することで、プレート状の残留γUB、フィルム状の残留γ両者の存在する領域でＭｎ濃化による残留γの安定化効果が得られ、さらなる延性の向上に寄与する。その効果は、ポリゴナルフェライト以外の上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γからなる領域のＭｎ濃度：Ｍｎγ2ndと鋼板の平均Ｍｎ濃度：ＭｎBulkの比Ｍｎγ2nd／ＭｎBulkを１．１以上とすることで得られる。上限については、２．０以下が好ましく、より好ましくは１．５以下である。
【００８２】
次に鋼組織の測定方法について説明する。
【００８３】
フェライトの面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、３％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置で５０００倍にて５視野観察する方法で行った。フェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、比較的等軸なポリゴナルフェライトを対象とした。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。フェライト内部にプレート状の残留γUBが存在してフェライトを分断しており、その両側の組織が上部ベイナイトなのかフェライトなのか識別が難しい場合は、アスペクト比≦２．５のポリゴナルな形態のフェライトの領域をフェライトとし、アスペクト比＞２．５の領域を上部ベイナイト（ベイニティックフェライト）に分類し面積率を算出した。ここで、プレート状の残留γUBに隣接して生成する上部ベイナイトはフェライトと隣接して生成し、フェライトと識別しにくくなる場合があるので、プレート状の残留γUBにはベイナイトと識別できる組織が存在する場合と、フェライトとベイナイトが隣接して存在し、これらが区別できない領域、つまり上記の分類ではフェライトが存在する場合がある。ここで、アスペクト比は、図２に示すように、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向でもっとも粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。
【００８４】
上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率は、フェライトと同様の手法で測定した。当該面積率は上記のフェライト以外の領域の面積率である。ここで、炭化物の面積率は非常に少ないので、上記の面積率に含めた。
【００８５】
残留γの体積率は、表層から１／４厚み位置を化学研磨し、Ｘ線回折にて求めた。入射Ｘ線にはＣｏ-Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの面積率を計算した。ここで、残留γはランダムに分布しているので、Ｘ線回折で求めた残留γの体積率は、鋼組織における残留γの面積率と等しくなる。
【００８６】
上部ベイナイトに隣接して生成するプレート状の残留γUBの形状と面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を電解研磨し、ＥＢＳＤを用いてフェーズマップデータを得、ｆｃｃ構造の組織を対象に測定した。測定領域は３０μｍとして５視野について測定した。上述した粒子サイズ、アスペクト比の測定方法を採用して粒子長さ（長軸長さ）、粒子幅（短軸長さ）、アスペクト比を求めた。また、粒子幅が０．１８〜０．６０μｍ、粒子長さが１．７〜７．０μｍ、アスペクト比が５〜１５に合致するγ粒について、その面積率をＳγUBとして求めた。
【００８７】
円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイト、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子の面積率も同様にＳＥＭ写真から求めた。また、アスペクト比も、上記のプレート状の残留γUBと同様の方法で確認した。
【００８８】
また、円相当粒子径（円相当粒子直径）は、ＳＥＭで１０個の粒子を観察し、各々の面積率を求め、円相当径を算出し、個々の粒に対して、円相当粒子直径とした。
【００８９】
ポリゴナルフェライト内部に分布するフレッシュマルテンサイトもしくは残留γ粒子（フレッシュマルテンサイトと残留γ粒子はＳＥＭ写真では区別できないので、区別しないで扱う）のサイズと面積率は、フェライトと同様の方法でＳＥＭで測定した。また、ポリゴナルフェライト粒の個数もＳＥＭ写真から確認した。
【００９０】
Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域のＣ濃度（質量％）のおよびその隣接領域のＣ濃度（質量％）の測定は、圧延方向に並行な板厚断面の板厚１／４位置において日本電子製電解放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ-ＥＰＭＡ）ＪＸＡ-８５００Ｆを用いて、加速電圧６ｋＶ、照射電流７×１０−８Ａ、ビーム径を最小として線分析にて実施した。分析長さは６μｍとしてミクロ組織の平均的情報を得るためランダムに３０箇所についてＣのプロファイルデータを採取した。ただし、コンタミネーションの影響を排除するために、各ライン分析で得られたＣの平均値が母材の炭素量に等しくなる様、バックグラウンド分を差し引いた。つまり、測定された炭素量の平均値が母材の炭素量より多い場合、その増加分はコンタミネーションと考え、各位置での分析値からその増加分を一律差し引いた値を各位置での真のＣ量とした。Ｃ濃度が０．０７％以下の領域を隣接して有し、Ｃ：０．７〜１．３％の領域の合計面積率ＳＣ濃化は、Ｃピークの裾野部分のＣ量が０．０７％以下となっている領域について、上記領域の分布状態がランダムであることを仮定して、線分析結果におけるＣ：０．７〜１．３％の領域の比率をその面積率とした。なお、上記測定で得られるＣ濃度と分析長さとの関係を表すグラフの一例を図４に示した。図４においてＣ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域は、ＳＣ濃化−１である。図４に示すようなグラフを３０箇所で導出して、ＳＣ濃化−１の合計面積率ＳＣ濃化を得る。
【００９１】
なお、前記のプレート状残留γUBのＣ濃化量は、前記した分析手法で計測可能なため、特性評価にあたっては、Ｃ濃化量が０．７〜１．３％である場合は、そのＣ濃化量を有する金属相はプレート状残留γUBと評価してよい。
【００９２】
ポリゴナルフェライト以外の上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γからなる領域のＭｎ濃度（質量％）：Ｍｎγ2ndは、加速電圧９ｋＶにてＦＥ-ＥＰＭＡを活用した同様の方法でＭｎのライン分析を行い、かつ同一視野でのＳＥＭ組織観察を行ってフェライト以外の第二相の領域のＭｎ量を算出することで求めた。また、母材のＭｎの化学分析値との比較を行い、Ｍｎγ2nd／ＭｎBulkを求めた。
【００９３】
また、ＳＥＭ写真の一例を図１に示した。
【００９４】
図１の観察に用いた鋼板は、０．１８％Ｃ−１．５％Ｓｉ−２．８％Ｍｎ鋼を２相域焼鈍後、１８℃／ｓで４５０℃まで冷却したのち、４５０℃で３０ｓｅｃ等温保持した後、１０℃／ｓで２２０℃まで冷却し、その後４００℃で１８ｍｉｎ保持し、その後１０℃／ｓで１００℃以下まで冷却して得た。圧延方向の垂直断面の１／４厚さ位置を研磨後３％ナイタールで腐食してＳＥＭにより観察した。
【００９５】
上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γをＳＥＭ写真で分離評価する。上部ベイナイト（ａ）は炭化物をほとんど含まない短軸幅が０．４μ以上の組織である。それに隣接して粒子幅が０．１８〜０．６０μｍ、粒子長さが１．７〜７．０μｍ、アスペクト比が５〜１５であるプレート状の残留γ（ｂ）が存在する。プレート状の残留γUBの隣接組織は上部ベイナイトであるが、上部ベイナイトがフェライトと隣接して生成している場合には、上部ベイナイトとフェライトが一体化した組織となるので、プレート状の残留γUBはフェライトに隣接しているように見える場合もある。焼戻しマルテンサイト（ｃ）は組織内部にアスペクト比が３以下で円相当直径で０．０３〜０．２μｍの微細な炭化物（ｅ）を１μｍ２あたり０．５〜８個含む領域である。それに隣接して粒子幅が０．１〜０．５０μｍ未満、粒子長さが０．５μｍ以上１．７μｍ未満のフィルム状の残留γが存在する（ｄ）。下部ベイナイト（ｆ）は組織の内部にアスペクト比が８〜２０と細長いフィルム状のマルテンサイトもしくは残留γ（ｇ）を含む組織である。ベイナイト変態もしくはマルテンサイト変態が十分に進行しなかった領域では円相当粒子直径が１．５〜１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトまたは残留γ粒子（ｈ）が残存する。未変態領域がポリゴナルフェライト（ｉ）である。また、本写真には示されていないが、γ単相域焼鈍を行い、冷却中にポリゴナルフェライトを生成させた場合には、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０.１５〜１．９μｍの粒子もポリゴナルフェライト粒内に生成する。
【００９６】
本発明の鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは９８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限については、他の特性との両立の観点から１４５０ＭＰａ以下が好ましく、より好ましくは１４００ＭＰａ以下である。
【００９７】
本発明の鋼板では、穴広げ率λはＴＳ：７８０〜１３１９ＭＰａ級では４０％以上、好ましくは４５％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では３０％以上、好ましくは３５％以上確保することで成形の安定性は格段に向上する。λの上限は、他の特性との両立の観点から、いずれの強度レベルにおいても９０％以下が好ましく、より好ましくは８０％以下である。
【００９８】
本発明の鋼板では、Ｕ．Ｅｌは、ＴＳ：７８０〜１３１９ＭＰａ級では９％以上、より好ましくは１０％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では８％以上、より好ましくは９％以上である。また、Ｕ．Ｅｌの上限は、他の特性との両立の観点から、いずれの強度レベルにおいても２０．０％以下が好ましく、より好ましくは１８．０％以下である。
【００９９】
また、複合成形における成形性を改善する観点から、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧２９００００が好ましい。より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧２９１５００、さらに好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧３０００００である。また、上限は特に限定されないが、他の特性との両立の観点から、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≦６０００００が好ましく、より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≦５０００００である。
【０１００】
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
【０１０１】
熱間圧延
鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延は、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃、均熱温度は２０〜３００ｍｉｎ、仕上圧延温度はＡｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋＋２００℃、巻取温度は４００〜７２０℃とすればよい。巻取温度は、板厚変動を抑制し高い強度を安定して確保する観点かは、４５０〜５５０℃とするのが好ましい。板厚変動を抑制し高い強度を安定して確保する観点からより好ましい範囲は、４６０〜５５０℃であり、さらに好ましい範囲は５００〜５５０℃である。
【０１０２】
冷間圧延
冷間圧延では、圧延率を３０〜８５％とすればよい。高い強度を安定して確保し、異方性を小さくする観点からは、圧延率は４５〜８５％にすることが好ましい。なお、圧延荷重が高い場合は、４５０〜７３０℃でＣＡＬ、ＢＡＦにて軟質化の焼鈍処理をすることが可能である。
【０１０３】
ＣＡＬ
所定の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、連続焼鈍ライン(ＣＡＬ)において以下に規定の条件で焼鈍を施す。なお、図３は、製造条件の一例を図示したものである。
【０１０４】
焼鈍温度：７８０〜８８０℃
所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト、所定の体積率の残留γを確保するために、焼鈍温度は７８０〜８８０℃とする。ポリゴナルなフェライトを６％以上確保するために、焼鈍温度は成分に応じてα＋γの２相域焼鈍となるように調整する。この２相域焼鈍でＭｎをγに均一に濃化させることができ、γの安定化に寄与する。また、冷却中にＭｎをγに濃化させる必要が無いので、ポリゴナルフェライト内部に分布するアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５〜１．９μｍのフレッシュマルテンサイトまたは残留γ粒子の生成を抑制することが出来、λの向上に寄与する。
【０１０５】
７８０〜４７０℃の温度範囲を平均冷却速度：５．０〜２０００℃／ｓ
焼鈍後、７８０〜４７０℃の温度範囲を平均冷却速度：５．０〜２０００℃／ｓで冷却する。平均冷却速度が５．０℃／ｓより遅いと、粗大なベイニティックフェライトが生成し、塊状組織の増大をもたらす。このため、５．０℃／ｓ以上とする。より好ましくは８．０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎると、板形状が悪化するので、２０００℃／ｓ以下とする。好ましくは１００℃／ｓ以下である。より好ましくは３０℃／ｓ未満である。また、２９℃／ｓ以下とすることで、板形状を良好なレベル（後述する実施例に記載の板反りを１５ｍｍ以下）とすることができるため好ましい。さらには、上記平均冷却速度を１４℃／ｓ以下とすることで板形状をより良好なレベル（後述する実施例に記載の板反りを１０ｍｍ以下）とすることができるためより好ましい。
【０１０６】
４７０〜４０５℃の温度範囲での保持時間：１４〜２００ｓｅｃ
この温度域で所定時間保持することで、炭化物析出をほとんど生じない上部ベイナイトを生成させることが可能であり、それに隣接してＣの濃化量の高いプレート状の残留γUBを生成させることが出来る。延性の向上に寄与するプレート状の残留γUBを所定量生成させるためにこの温度域での保持時間は１４ｓｅｃ以上とする。プレート状の残留γUBを生成させ、延性を向上させる観点からは、この温度域での保持時間は、１８ｓｅｃ以上とすることがさらに好ましい。一方、保持時間が２００ｓｅｃを超えて保持してもプレート状のγUBの生成は停滞し、２００ｓｅｃを超えて保持すると、塊状の未変態γへの炭素濃化が進行し、塊状組織の残存量の増加を招く。したがって、４７０〜４０５℃の温度範囲での保持時間は１４〜２００ｓｅｃとする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは、４７０〜４０５℃の温度範囲での保持時間は１００ｓｅｃ以下とすることが好ましい。なお、この温度域での保持は、この温度範囲での平均冷却速度を４．６℃／ｓ以下に低減することに対応する。
【０１０７】
４０５℃から冷却停止温度：Ｔｓｑまでの平均冷却速度：５．０〜８０℃／ｓ
さらに、４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０〜８０℃／ｓで冷却する。この温度域の平均冷却速度が遅いとＣが未変態γに濃縮し、塊状組織の増加を招く。また、炭化物析出が進行してＣが浪費され、延性の低下を招く。塊状組織の低減による伸びフランジ成形性の向上、炭化物析出の抑制による延性の向上の観点から、この温度域の平均冷却速度は７．０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。冷却速度が８０℃／ｓを超えると、冷却中のマルテンサイトや下部ベイナイトからフィルム状γへのＣの拡散が抑制され、その生成が抑制され、延性が低下する。このため、この温度域の平均冷却速度は５．０〜８０℃／ｓとする。冷却中のマルテンサイトや下部ベイナイトからフィルム状γへのＣの拡散を促進する観点からはこの温度域の平均冷却速度は１５℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【０１０８】
冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ−９０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ−１８０・・・（Ａ）
Ｍｓ＝５３９−４７４×［％Ｃ］／（１００−ＶＦ）×１００−３０．４×［％Ｍｎ］×１．２−１２．１×［％Ｃｒ］−７．５×［％Ｍｏ］−１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）
［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とする。ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
【０１０９】
冷却停止温度は、塊状組織を抑制する観点、プレート状の残留γUBを得る観点から上記範囲にする。
【０１１０】
ここで、７８０〜４７０℃の平均冷却速度をＣＲ１、４７０〜４０５℃の平均冷却速度をＣＲ２、４０５℃から冷却停止温度までの平均冷却速度をＣＲ３とすると、ＣＲ１＞ＣＲ２、ＣＲ２＜ＣＲ３の関係があり、このように冷却速度を切り替えることが極めて重要である。
【０１１１】
冷却停止温度から３７０℃までの温度範囲の平均加熱速度：３℃／ｓ以上
さらに冷却停止温度から３７０℃までの温度範囲を短時間で加熱することで炭化物析出を抑えて高い延性を確保することが出来る。また、冷却して生成したマルテンサイトもしくは下部ベイナイトを核に３７０℃以上に再加熱した際に上部ベイナイトが生成する。３７０℃までの平均加熱速度が遅いと、これらの効果が得られなくなる。その結果、残留γ量が減少して延性が低下する。このため、冷却停止温度から３７０℃までの温度範囲の平均加熱速度は３℃／ｓ以上とする。炭化物析出を抑制する観点、再加熱時に上部ベイナイトを生成させる観点からは、平均加熱速度は５℃／ｓ以上とすることが望ましく、１０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。上記平均加熱速度の上限は特に限定されないが５０℃／ｓ以下が好ましく、より好ましくは３０℃／ｓ以下である。
【０１１２】
３００〜５５０℃の保持時間：３０〜３０００ｓｅｃ
中間保持により生成したプレート状残留γUBやマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成したフィルム状残留γにＣを分配させてこれらを安定化させる観点、未変態γとして塊状に分布している領域をベイナイト変態により細分化し、λを向上させる観点から、３００〜５５０℃の温度域で３０〜３０００ｓｅｃ保持する。
【０１１３】
また、３７０〜５５０℃の保持時間を６０〜３０００ｓｅｃにすることで、Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率ＳＣ濃化が０．２〜５％となり、延性がさらに改善される。
【０１１４】
ベイナイト変態による未変態γの細分化効果を活用し、λを向上させる観点からは、３７０〜４００℃で１８０ｓｅｃ以上保持することが望ましい。
【０１１５】
その後、室温まで冷却を行い、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点やＹＳを上昇させる観点から鋼板にスキンパス圧延を施すことができる。スキンパス伸長率は０.１〜０.５％とするのが好ましい。また、板形状はレベラーで平坦化することも可能である。
【０１１６】
伸びフランジ成形性を改善する観点から上記の熱処理後、あるいはスキンパス圧延後に１００〜３００℃で３０ｓｅｃ〜１０日の低温熱処理を施すことも可能である。この処理により最終冷却時あるいはスキンパス圧延時に生成したマルテンサイトの焼き戻しや焼鈍時に鋼板に侵入した水素の鋼板からの離脱が生じる。低温熱処理で水素は０.１ｐｐｍ未満に低減することが可能である。また、電気めっきを施すことも可能である。電気めっきを施した後は鋼中の水素を低減する観点から上記の低温熱処理を施すことが好ましい。
【０１１７】
本発明例によると、張り出し成形と伸びフランジ成形が混在する複雑な形状の部品の成形性の指標として重要な（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧２９００００をＴＳ：７８０〜１３１９ＭＰａ級で満たすことが可能であり、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧２０００００をＴＳ：７８０〜１３１９ＭＰａ級で満たすことが可能である。また、ＴＳ：７８０〜１３１９ＭＰａ級では９％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では８％以上の優れた一様伸び（延性）、ＴＳ：７８０〜１３１９ＭＰａ級では４０％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では３０％以上の穴拡げ性（λ）を具備させることも可能である。
【実施例】
【０１１８】
表１に示す成分組成を有する冷延鋼板を、表２に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。なお、鋼板の板厚は１．４ｍｍとした。【０１１９】
鋼組織の測定は、上記の方法で行った。測定結果を表２に示した。【０１２０】
得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠）を実施した。ＴＳとＵ．Ｅｌを表２に示した。【０１２１】
また、伸びフランジ成形性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴拡げ試験により評価した。すなわち、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルにポンチ径１０ｍｍ、ダイス径１０．２ｍｍ（クリアランス１３％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角６０度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行った際のｄ０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）として、穴拡げ率λ（％）＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００として求めた。【０１２２】
本発明例は、ＴＳ：７８０〜１３１９ＭＰａ級では９％以上の優れた一様伸び（延性）、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧２９００００、４０％以上の穴拡げ性（λ）を満たし、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では、８％以上の優れた一様伸び（延性）、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ−７０００）×λ≧２０００００、３０％以上の優れた穴拡げ性（λ）を満たすのに対して、比較例はいずれかが劣っている。【０１２３】
なお、発明例に関し、Ｎｏ．１、９、１１、１３、１９、２６、２７、２８、２９、３０、３１は、Ｃ濃度が０．７〜１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域が残留γUBであり、隣接領域に上部ベイナイトを含み、延性に特に優れる。【０１２４】
また、７８０〜４７０℃の温度範囲の平均冷却速度が１５℃／ｓ以上２９℃／ｓ以下の発明例において、下記の方法で測定した板反りが１１〜１５ｍｍと良好なレベルであった。また、上記平均冷却速度が５℃／ｓ以上１４℃／ｓ以下の発明例においては、下記の方法で測定した板反りが、１０ｍｍ以下とさらに良好なレベルであった。なお、板形状を評価するための、上記板反りは、焼鈍後の鋼板より、１５００ｍｍ長さのカットサンプルを採取し、水平の平盤にて、上記サンプルを置いた時の４辺の反り高さの最大値（単位ｍｍ）を測定する方法で評価した。【０１２５】
【表１】
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【０１２６】
【表２−１】
0006439903.tif 000003
【０１２７】
【表２−２】
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【産業上の利用可能性】
【０１２８】
本発明は、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性を有し、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用に好ましく適用できる。
【要約】
極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性を有する鋼板およびその製造方法を提供する。
特定の成分組成と、面積率でフェライト：６〜８０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：２０〜９４％、体積率で残留γ：７〜２０％を含み、粒子幅が０．１８〜０．６０μｍ、粒子長さが１．７〜７．０μｍ、アスペクト比が５〜１５である残留γの面積率：ＳγUBが０．２〜５％であり、円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５〜１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが３％以下（０％を含む）である鋼板とする。【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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