(57)【要約】【課題】    引張試験の伸びと穴拡げ性とを両立させたデュアルフェーズ型の強度成形性バランスに優れた高強度冷延鋼板を提供する。【解決手段】    質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０２〜４．０％、Ｍｎ：０．１５〜３．５％、を含有し、フェライト相とマルテンサイト相との複合組織からなる冷延鋼板であって、マルテンサイト相の平均硬さがＨｖ４００〜４８０であり、かつ、フェライト相の体積分率が３０〜６０％であり、これら複合組織における残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率が０ｖｏｌ％を含む１ｖｏｌ％以下であることとする。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０２〜４．０％、Ｍｎ：０．１５〜３．５％、を含有し、フェライト相とマルテンサイト相との複合組織からなる冷延鋼板であって、マルテンサイト相の平均硬さがＨｖ４００〜４８０であり、かつ、フェライト相の体積分率が３０〜６０％であり、これら複合組織における残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率が０ｖｏｌ％を含む１ｖｏｌ％以下であることを特徴とする強度成形性バランスに優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
前記フェライト相の平均硬さがＨｖ２６０以下である、請求項１に記載の強度成形性バランスに優れた高強度冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度と成形性とのバランスに優れた高強度冷延鋼板に関するものである。本発明冷延鋼板は、そのままの裸での使用や、めっき、塗装などの表面処理が施されて使用される場合を含むものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車車体など、軽量化のために高強度が要求される種々の用途に、高強度鋼板が使用されている。これら高強度鋼板として、プレス成形性を低下させずに、鋼板を高強度化する強化機構として、固溶強化や、マルテンサイトやベイナイトをフェライトマトリクス中に微細分散させた複合組織強化を用いた高強度鋼板が開発されてきた。
【０００３】
この複合組織強化を用いた高強度鋼板としての、デュアルフェーズ型の鋼（以下、単にＤＰ鋼とも言う）や、トライフェーズ型の鋼（加工誘起変態型の鋼：以下、単にＴＲＩＰ鋼とも言う）は、伸びフランジ性などの優れた成形性と高い強度を備えているため、自動車部材などに汎用され、自動車の軽量化に寄与している。
【０００４】
このデュアルフェーズ型の鋼は、最終的に得られる鋼板のミクロ組織は、フェライト相を主相とし、硬質のマルテンサイト相を前記鋼板の相当歪で５％の成形加工後に体積分率で３〜５０％含むその他の低温生成相との複合組織である場合に高い動的変形抵抗を示すこと更に、動的変形特性に優れて、衝撃エネルギー吸収能が高く、自動車の衝突安全用部材などに好適であることも、これまでも知られている (特許文献１、２参照) 。
【特許文献１】特開２０００−１７３８５号公報（第１〜６頁）
【特許文献２】特開平１１−８０８７８号公報（第１〜６頁）
【０００５】
ただ、プレス成形性の良否は引張試験の伸びにだけ依存するものではなく、伸びフランジ加工の厳しい部材では穴拡げ性（λ）と言われる剪断端面の延性の良否にも大きく依存する。そして、この引張試験の伸びと穴拡げ性とは、相矛盾する課題（トレードオフの関係）であり、両立させることが難しい。
【０００６】
鋼板の穴拡げ性を改善する手法としては、従来から、ＭｎＳのように展伸した介在物の増加につながるＳを低減することや、変形応力が大きく異なる相境界に形成される鋭いボイドを裂けるためマルテンサイトの混在を避けることが提案されている。
【０００７】
しかしながら、鋼中のＳを極端に低減することはコストの著しい増加を招くばかりか、産業上容易に実現できるものではないうえ、Ｓを含む介在物が見られなくなれば別の介在物の悪影響が顕在化する可能性もあり、現実的なものではない。
【０００８】
また、マルテンサイトの存在を避けて高強度化しようとしても、引張強さ５９０ＭＰａ以上の高強度を得ようとすれば、ベイナイトを主体とする金属組織としたり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素を添加して析出強化を図らなければならない。しかし、一般にこれらの方法では降伏強さの引張強さに対する比、すなわち降伏比が高くなるため、プレス成形性からは好ましくなく、さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖといった元素は再結晶温度を上げるため、冷延鋼板では再結晶状態でその析出強化を十分に活用することが難しい。
【０００９】
このため、このデュアルフェーズ型鋼の引張試験の伸びと穴拡げ性との両立化のためには、フェライト相、マルテンサイト相などの主相や、微量な残留オーステナイト（残留γとも言う）を含め、最終的に得られる鋼板のミクロ組織の解明が必要となる。
【００１０】
しかし、特に、デュアルフェーズ型鋼における残留γは、多量に、あるいは積極的に残留γを含ませるトライフェーズ型鋼などとは違い、伸びフランジ性阻害の観点から、含有量が微量であるし、積極的に残留γを含ませないように規制もしている（特許文献３）。このため、通常の残留γ量の測定に用いられるＸ線回折法や、あるいはＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＰ法では、デュアルフェーズ型鋼における微量残留γは、正確に測定できない。これは、測定試料表面の集合組織の影響などの種々の理由による。
【００１１】
このＸ線回折法あるいはＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＰ法に代わる、より正確な鋼中の残留γの測定方法として、飽和磁化測定法が提案されている（特許文献４、５）。ただ、この飽和磁化測定法も、やはり、測定対象を、残留γを多量に、あるいは積極的に含ませるサブゼロ処理用鋼板としており、デュアルフェーズ型鋼のような微量な残留γを測定対象とするものではない。このため、デュアルフェーズ型鋼のような微量な残留γを、飽和磁化測定法によって、Ｘ線回折法よりも正確に測定できるか否かも不明であった。
【特許文献３】特開２０００−３２８１８６号公報（請求項１、第１〜１９頁）
【特許文献４】特開２００２−１６１３３８号公報（請求項１、第１〜６頁）
【特許文献５】特開２００３−９０８２５号公報（図５、第１〜６頁）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
したがって、デュアルフェーズ型鋼の引張試験の伸びと穴拡げ性との両立化のためにの、フェライト相、マルテンサイト相などの主相や、微量な残留γを含めた鋼板ミクロ組織の解明は未だ不十分であった。この結果、従来のデュアルフェーズ型の鋼では、引張試験の伸びと穴拡げ性とを両立させることが難しく、プレス成形加工と穴拡げ加工との両方が施されるなど、この両者の特性を要求される自動車部材用途には適用しにくい限界があった。
【００１３】
本発明の目的はこのような課題を解決するためになされたものであって、引張試験の伸びと穴拡げ性とを両立させたデュアルフェーズ型の強度成形性バランスに優れた高強度冷延鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
この目的を達成するために、本発明の強度成形性バランスに優れた高強度冷延鋼板の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０２〜４．０％、Ｍｎ：０．１５〜３．５％、を含有し、フェライト相とマルテンサイト相との複合組織からなる冷延鋼板であって、マルテンサイト相の平均硬さがＨｖ４００〜４８０であり、かつ、フェライト相の体積分率が３０〜６０％であり、これら複合組織における残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率が０ｖｏｌ％を含む１ｖｏｌ％以下であることとする。
【発明の効果】
【００１５】
本発明者らは、ＤＰ鋼板（冷延鋼板）において、フェライト相、マルテンサイト相などの主相や、微量な残留γを含めた鋼板ミクロ組織を解明し、マルテンサイト相の平均硬さと、フェライト相の体積分率などの主相の特性とともに、微量な残留γの分率が、引張試験の伸びと穴拡げ性との両立に大きく影響することを知見した。
【００１６】
通常、ＤＰ鋼板においては、複合組織における残留γの分率は極く低いものとなっている。しかし、本発明者らは、この微量な残留γの中でも、更に、残留γの分率が低い方が、引張試験の伸びを低下させずに、穴拡げ性を向上させることを知見した。
【００１７】
前記した通り、このようなＤＰ鋼板における微量な残留γの分率は、従来のＸ線回折法や電子線を照射した際に現れるＥＢＳＰを解析するＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＰ法（Electron BackScatter diffraction Pattern）では正確な測定ができない。このため、本発明者らは、従来は多量の残留γの分率の測定に用いられていた飽和磁化測定法を用い、従来のＸ線回折法では残留γの体積分率が０ｖｏｌ％である（残留γが無い）と測定したＤＰ鋼板の残留γ量を、飽和磁化測定法により測定し直した。すると、Ｘ線回折法により残留γの体積分率が０％であると測定した場合でも、飽和磁化測定法によれば、必ずしも残留γの体積分率が０ｖｏｌ％とはならず、残留γが微量の体積分率で存在していることが判明した。
【００１８】
しかも、これら飽和磁化測定法による、残留γが微量の体積分率で存在する場合に、残留γの体積分率が１ｖｏｌ％を超えるか、残留γの体積分率が１ｖｏｌ％以下（０ｖｏｌ％を含む）によって、引張試験の伸びと穴拡げ性との特性が大きく変わることを合わせて知見した。
【００１９】
即ち、マルテンサイト相の平均硬さと、フェライト相の体積分率などの主相の特性とともに、飽和磁化測定法による、残留γが微量の体積分率が１ｖｏｌ％以下（０ｖｏｌ％を含む）の場合に、ＤＰ鋼板における、引張試験の伸びを低下させずに、穴拡げ性を向上させることが可能となる。
【００２０】
なお、ＴＲＩＰ鋼板では、残留γが低減された場合、引張試験の伸びが低下する。これに対して、本発明ＤＰ鋼板では、残留γが低減されても、引張試験の伸びが低下しない。この理由は、本発明ＤＰ鋼板において問題とする残留γの量が、上記した通り、ＴＲＩＰ鋼などの比して、著しく微量な領域であるためと考えられる。このような微量な残留γの低減は、引張試験の伸びには影響しないものと推考される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
先ず、本発明冷延鋼板における、ミクロ組織の要件を以下に説明する。
(フェライト相) 
本発明では、主相であるフェライト相の体積分率を３０〜６０％とする。フェライト相の体積分率が下限の３０％未満では、引張試験の伸びが低下し、例えば平均Ｅｌが１２％以下となる。一方、フェライト相の体積分率が上限の６０％を超えた場合、逆に穴拡げ性が低下し、例えば平均λが５０％以下となる。したがって、フェライト相の体積分率は、引張試験の伸びを低下させずに、穴拡げ性を向上させるために、３０〜６０％の範囲とする。
【００２２】
ここで、フェライト相の平均硬さはＤＰ鋼板のＹＰを支配し、低ＹＰ化のためには平均硬さがＨｖ２６０以下であることが好ましい。このようなフェライト相の平均硬さとすることで、９５０ＭＰａ以上の高強度のＤＰ鋼板の平均ＹＰを８５０ＭＰａ以下に低くでき、引張試験の伸びを確保することができ、平均ＥＬで１３％以上にできる。フェライト相の平均硬さがＨｖ２６０を超えた場合、平均ＹＰを８５０ＭＰａを超えて高くなり、引張試験の伸びが低下し、プレス成形時の形状凍結性が低下する可能性が高い。
【００２３】
(マルテンサイト相) 
本発明では、主相であるマルテンサイト相の平均硬さをＨｖ４００〜４８０とする。マルテンサイト相の平均硬さが下限のＨｖ４００未満では、鋼板の強度が確保しにくくなる。一方、マルテンサイト相の平均硬さが上限のＨｖ４８０を超えた場合、穴拡げ加工などの際にマルテンサイト相が破壊の起点として作用しやすくなり、逆に穴拡げ性が低下し、平均λが確保できなくなる。したがって、マルテンサイト相の平均硬さは、鋼板の強度と穴拡げ性とを確保するために、Ｈｖ４００〜４８０の範囲とする。
【００２４】
(残留γ) 
前記した通り、ＤＰ鋼板において、微量な残留γは、引張試験の伸びと穴拡げ性との両立に対する支配因子となる。本発明では、ＤＰ鋼板における残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率を０ｖｏｌ％を含む１ｖｏｌ％以下とする。この残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率が上限の１ｖｏｌ％を超えた場合、穴拡げ性が低下し、例えば平均λが３５％以下となる。
【００２５】
このＤＰ鋼板における微量な残留γの飽和磁化による測定方法は、前記した特許文献４などに記載された方法により、以下のように行なうことができる。
【００２６】
飽和磁化測定法は次の様な測定原理に基づくものである。即ち、室温にて金属組織中のフェライト相やマルテンサイト相等の組織は強磁性を示すのに対し、オーステナイト相は常磁性である。従って、フェライト相やマルテンサイト相といった強磁性を示す組織のみからなる (残留γ相が実質的に存在しない) ＤＰ鋼板の金属組織の単位体積当たりの飽和磁化量（Ｉｓ）を予め求めておき、残留γ相を含む試料の飽和磁化（Ｉ）を測定することにより、γ相の割合を後述するように計算式から求めることができる。
【００２７】
図１に該飽和磁化測定に用いる直流磁気測定装置の一部分を概略的に例示する。電極石を用いて磁界を発生させ、電磁石間に磁化検出用の４πＩコイル１と磁界検出用のＨコイル３を装着し、４πＩコイル１中に棒状試料２を挿入して閉磁路を形成し、反磁界の影響をなくした状態で磁化曲線を測定して求める。なお、４はコイル１用の導線である。
【００２８】
即ち、測定対象試料の飽和磁化量（Ｉ）および、測定対象試料と実質的に同一成分であって残留γ量が実質的に体積分率で０ｖｏｌ％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、下記式（１）により、測定対象試料中の残留γ（γR ）量を算出する。
γR （体積％）＝（１−Ｉ／Ｉｓ）×１００…（１）
【００２９】
これら飽和磁化測定には、供試材である冷延板を２枚重ね、４ｍｍＷ×３０ｍｍＬの試験片を用いた。そして、前記図１の直流磁気測定装置の電極石間ギャップを３０ｍｍ、室温（例えば２３℃±３℃）において、印加磁化を４０００Ｏｅ（エルステッド）として、試験片のヒステリシスループを測定し、該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した。この飽和磁化量は測定温度条件の影響を受けやすいので、室温で測定する場合は、前記２３℃±３℃の範囲内で行なう。尚、絶対値の精度は標準校正試料（４Ｎの純鉄試料）を用いて磁化の校正を行った。
【００３０】
この際、実測により前記フェライト相やマルテンサイト相のみからなるＤＰ鋼板の飽和磁化量（Ｉｓ）を求める場合には、測定対象試料と実質的に同一成分の鋼に４００℃×１５ｈの長時間オーステンパ処理を施した、残留γ相を実質的に含まない試料を用いた。
【００３１】
(鋼板の成分組成) 
以下に、上記したミクロ組織とし、また、自動車車体などの用途に要求される、高強度、高成形性、高穴拡げ性等の特性を合わせて具備するために必要な、あるいは好ましい、本発明冷延鋼板の化学成分組成と、各元素の限定理由を説明する。
【００３２】
本発明冷延鋼板の基本的な化学成分組成は、上記必要特性を具備するために、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０２〜４．０％、Ｍｎ：０．１５〜３．５％、を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなるものとする。このような、化学成分組成とすることによって、上記ミクロ組織の規定とともに、好ましくは、ＴＳが９５０ＭＰａ以上、ＹＰが８５０ＭＰａ以下、ＥＬが１３％以上、λが５０％以上のＤＰ鋼板の特性が確保される。
【００３３】
その他の、Ａｌ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｓ、Ｎなどの元素は基本的に不純物であり、含有量は少ない方が好ましい。但し、有用な効果がある元素もあるので、各々、Ｂ０．０１質量％以下、Ａｌ、Ｐを合計で１．０質量％以下、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏの１種または２種以上を合計で１．０質量％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎの１種または２種以上を合計で１．０質量％以下、を含有することを許容する。
【００３４】
（Ｃ：０．０２〜０．２５％）
Ｃは、高強度を確保し、鋼板の組織に強く影響を与える元素であり、その含有量が０．０２％未満に少なくなると、上記目的とする量および硬度（強度）のマルテンサイト相を得るのが困難になる。一方、含有量が０．２５％を超えて多くなると不必要な炭化物の析出を招き、引張試験の伸びや穴拡げ性を低下させ、成形性を劣化させる。また、溶接性も劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．２５％の範囲とする。
【００３５】
（Ｓｉ：０．０２〜４．０％）
Ｓｉはマルテンサイトを生成させるために有用な元素であり、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制することにより、穴拡げ性を改善するとともに、マルテンサイトを確保する作用がある。また、鋼板の伸びが大きく損なわれずに強度が増す固溶強化作用と、脱酸作用を有する。このように、Ｓｉは低降伏比で、引張試験における伸びと穴拡げ性の両立を実現するために重要である。Ｓｉ含有量が０．０２％未満では、これらの効果を発揮できず、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とする必要がある。一方、４．０％を超える過度の含有は、ＤＰ鋼板の延性を低下させ、成形性を低下させるるため、その上限を４．０％とする。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２〜４．０％の範囲とする。
【００３６】
（Ｍｎ：０．１５〜３．５％）
Ｍｎはオーステナイトを安定化してマルテンサイトを確保する作用があると共に強化元素でもある。０．１５％未満では、これらの効果を発揮できず、Ｍｎ含有量は０．１５％以上とする必要がある。一方、３．５％を超える過度の含有は上記効果を飽和し、逆にフェライト変態抑制等の悪影響を生じる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１５〜３．５％の範囲とする。
【００３７】
（Ａｌ、Ｐ）
Ａｌ、Ｐはマルテンサイトを生成させる効果があり、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制することによりマルテンサイトを確保する作用があると共に固溶強化作用も有する。また、Ａｌは脱酸作用も有する。したがって、合計で１．０質量％以下までの含有は許容する。
【００３８】
（Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ）
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、Ｍｎと同様にオーステナイト安定化元素でもあり、鋼の焼き入れ性を高め、マルテンサイトの生成を容易にする効果がある。したがって、合計で１．０質量％以下までの含有は許容する。
【００３９】
（Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ）
これらの元素は、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、鋼板の高強度化に有効な効果もある。したがって、合計で１．０質量％以下までの含有は許容する。但し、合計で１．０質量％を超える過度の含有は、焼鈍によっても、炭化物などのＣ濃化領域を十分に分解させることができずに、ＤＰ鋼板における残留γの分率を高めてしまう。この結果、引張試験の伸びや穴拡げ性を低下させ、成形性を劣化させる。したがって、合計で１．０質量％以下までの含有は許容する。
【００４０】
（Ｂ≦０．０１％）
Ｂはフェライト相の硬さを増し、平均硬さの確保、あるいは制御に有効である。Ｂを含有した場合、Ｂは低温ではＢＮといて固着しているが、鋼板を高温に保持すると分解し、固溶Ｂとなる。この固溶Ｂが存在する状態から焼入れると、マルテンサイトが増える。その結果、フェライトの拘束が大きくなり、フェライトの硬さが増すと推考される。Ｂは、通常の鋼板の不純物レベルで５ｐｐｍ程度含まれるが、この程度の含有でも上記効果があり、フェライト相の平均硬さがＨｖ２６０以下の範囲で確保できる。したがって、本発明では、通常の不純物レベルでのＢ含有を許容し、上限は０．０１％までのＢ含有を許容する。Ｂ含有量が０．０１％を超えた場合、フェライト相の平均硬さがＨｖ２６０を超える恐れがあり、平均ＹＰが８５０ＭＰａを超えて高くなり、引張試験の伸びが低下し、プレス成形時の形状凍結性が低下する可能性が高い。
【００４１】
（製造方法）
次に、本発明冷延鋼板の好ましい製造条件について以下に説明する。
本発明による冷延鋼板は、熱延、巻き取り後の各工程を経た鋼板を、冷間圧延し、焼鈍に付される。
【００４２】
この際、熱延の巻き取り温度は６００℃以上の高い方が好ましい、巻き取り温度が低いと、冷延鋼板の焼鈍によっても、フェライト相の平均硬さがＨｖ２６０を超えやすく、平均ＹＰが８５０ＭＰａを超えて高くなり、引張試験の伸びが低下する可能性がる。
【００４３】
冷延鋼板は、バッチ焼鈍、連続焼鈍などの焼鈍工程で焼鈍して、最終的な製品ＤＰ鋼板（冷延鋼板）とする。但し、この焼鈍の際に、ＤＰ鋼板における残留γの分率を、飽和磁化測定法により測定して、０ｖｏｌ％を含む１ｖｏｌ％以下とするために、焼鈍加熱（均熱）を２段で行なうことが好ましい。
【００４４】
通常のＤＰ鋼板は、加熱（均熱）温度がＡｃ1 〜Ａｃ3 の温度範囲において１段の加熱（均熱）で行なわれる。この通常の焼鈍で、焼鈍前の前組織は、この加熱（均熱）工程で分解し、前組織の影響は、残留γ形成能に影響しないとこれまでは言われてきた。即ち、この通常の焼鈍後のＤＰ鋼板組織において、前記したＸ線回折法による測定結果からも、残留γは実質的に存在しないと言われてきた。
【００４５】
しかし、本発明者らの知見によれば、勿論ＤＰ鋼板の化学成分組成の影響もあるが、焼鈍前の前組織のＣ濃化領域は、上記通常の加熱（均熱）工程では完全にＣが拡散せず、当該Ｃ濃化領域周辺のオーステナイトが安定化して、残留γとして残る可能性が高い。
【００４６】
これが、従来のＸ線回折法では残留γ量の体積分率が０であると測定したＤＰ鋼の残留γ量を、飽和磁化測定法により測定し直した場合に、必ずしも残留γ量の体積分率が０ｖｏｌ％とはならず、残留γが１ｖｏｌ％内外の微量の体積分率で存在している理由でもある。
【００４７】
したがって、焼鈍の際に、炭化物などの前組織のＣ濃化領域を、十分に分解させる熱履歴を鋼板に対して行なうと、ＤＰ鋼板における残留γの分率を、飽和磁化測定法により測定して、０ｖｏｌ％を含む１ｖｏｌ％以下とできる。この熱履歴のためには、通常の焼鈍に対して、焼鈍加熱（均熱）を２段で行なうことが好ましい。あるいは焼鈍の前に加熱工程を入れて、熱履歴を２段で行なっても良い。
【００４８】
熱履歴を２段で行なう際に、１段目の加熱（均熱）で前組織のＣ濃化領域を十分に分解させるべく、この１段目の加熱（均熱）温度を高くする。この温度は、ＤＰ鋼板の化学成分組成や、炭化物の析出状態などに応じて、Ａｃ1 〜Ａｃ3 の温度範囲内から、保持時間を含めて選択する。また、２段目の加熱（均熱）は、焼入れ開始温度を確保する意味で行なう。
【００４９】
なお、加熱（均熱）温度が、Ａｃ1 未満ではオーステナイトが生成しないため、その後、マルテンサイトを得ることができず、Ａｃ3 超では粗大なオーステナイトの単相組織となるため、その後、所望のフェライトやマルテンサイトの体積分率を得ることができない。
【００５０】
上記焼鈍後の冷却については、平均冷却速度を５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度が５℃／秒未満では、所望のフェライト分率／マルテンサイト分率が得られない。その上限は特に設けるものではないが、冷却時の温度制御性から、３００℃／秒が好ましい。
【００５１】
以上述べたような鋼板組成と製造方法を採用することにより、本発明冷延鋼板のミクロ組織を、フェライト相とマルテンサイト相との複合組織からなり、マルテンサイト相の平均硬さがＨｖ４００〜４８０であり、かつ、フェライト相の体積分率が３０〜６０％であり、これら複合組織における残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率が０ｖｏｌ％を含む１ｖｏｌ％以下とすることができる。そして、引張試験の伸びと穴拡げ性とが両立した、強度成形性バランスに優れたＤＰ鋼板とすることができる。
【００５２】
なお、本発明による冷延鋼板は、更に、焼鈍、調質圧延、電気／溶融めっき、化成処理、塗装等を適宜施して目的とする製品とすることも可能である。
【実施例１】
【００５３】
以下に本発明の実施例を説明する。
実施例１として、表１に示す本発明成分組成範囲内の鋼種１を溶製し連続鋳造によりスラブを製造してから、スラブを１１５０℃に加熱し、２．５ｍｍの厚さに熱延後、冷却し、表２に示す温度で巻取りを行った。この熱延を酸洗後、１．４ｍｍの厚さに冷延して冷延鋼板を製造した。
【００５４】
なお、表１に記載以外の成分元素において、各例とも共通して、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎは、これらの合計で１．０質量％以下であった。
【００５５】
上記各冷延鋼板を、表２に例１〜６までを示した各条件で焼鈍した。均熱は、各々の温度と時間で（℃×Ｓ）で均熱１を行なった後、室温あるいは低温まで冷却せずに、均熱２の温度まで放冷、あるいは均熱２の温度まで加熱して、そのまま均熱２を行なった。
【００５６】
この均熱後、表２に示した各々の焼入開始（直前）温度から水焼入し、その後、表２に示した各々の温度で焼戻を行ない、各々ＤＰ鋼板とした。
【００５７】
これらの各ＤＰ鋼板の、ミクロ組織を調査し、特性を評価した。これらの結果も表２に示す。ミクロ組織は、マルテンサイト相の平均硬さＨｖα' （Ｈｖ）、フェライト相の体積分率Ｖｆα (%)と平均硬さＨｖα（Ｈｖ）、飽和磁化測定による残留γの体積分率VfγR  (%)と、Ｘ線回折法による残留γの体積分率VfγR  (%)を調査した。
【００５８】
フェライト相の体積分率Ｖｆαは、鏡面研磨して更に硝酸とエタノールの混合溶液でエッチングした試料を、倍率１０００倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）にて観察した写真５視野を画像解析して、その平均値を求めた。
【００５９】
マルテンサイト相の平均硬さＨｖα' とフェライト相の平均硬さＨｖαとは、各相部分のマイクロビッカース試験を荷重３ｇｆで行い、５点の平均値を求めた。
【００６０】
飽和磁化測定による残留γの体積分率VfγR は、前記した測定方法の好ましい条件により行なった。また、比較のために、Ｘ線回折法でも、残留γの体積分率VfγR を測定した。
【００６１】
鋼板の特性は、引張強度ＴＳ(MPa) 、降伏点ＹＰ(MPa) 、伸びＥＬ(%) 、穴拡げ性λ(%) を測定した。この際、引張強度ＴＳは９８０MPa 以上、降伏点ＹＰは８５０MPa 以下、伸びは１１％以上、穴拡げ性λは６０％以上、の各特性を兼備することを、強度成形性バランスに優れた高強度冷延鋼板の基準とした。
【００６２】
引張強度ＴＳ(MPa) 、降伏点ＹＰ(MPa) 、伸びＥＬ(%) は、ＪＩＳ５号試験片を採取して、常温にて引張試験を行ない求めた。
【００６３】
穴拡げ性λは、穴拡げ試験で評価した。具体的には、１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に冷延鋼板を切り出し、その中央に直径ｄ0 ＝１０ｍｍの穴を約１２％のクリアランスで打ち抜き加工後、そのかえりをダイ側になるように試験機にセットし、５ｔｏｎのしわ押え力で押し拡げ部へ材料が流入しないように拘束のうえ、６０°円錐ポンチで穴を押し拡げ、穴縁端面にクラックが板厚貫通した時の穴径ｄを測定し、穴径の増加率、すなわちλ＝（ｄ−ｄ0 ）／ｄ0 を穴拡げ率として評価した。
【００６４】
表１、２から明らかな通り、発明例１、４は、本発明の範囲内の化学成分組成の鋼種１からなり、焼鈍加熱（均熱）を２段で行なっている。この結果、マルテンサイト相の平均硬さがＨｖ４００〜４８０の範囲内であり、かつ、フェライト相の体積分率が３０〜６０％の範囲内である。そして、これら複合組織における残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率VfγR が１ｖｏｌ％以下の０ｖｏｌ％である。このため、発明例１、４は、１０００MPa 以上の高い引張強度、８５０MPa 以下の低降伏点、１４％の伸び、７０％以上の穴拡げ性λを有している。
【００６５】
これに対して、発明例３は、１段目の焼鈍加熱（均熱）の時間が比較的短く、若干不十分である。この結果、複合組織における残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率VfγR が０．５ｖｏｌ％と比較的高い。このため、上記発明例１、４に比較すると、伸びは１５％と高いものの、穴拡げ性λが６０％と、比較的低くなっている。
【００６６】
発明例５は、熱延巻き取り温度が低く、フェライト相の平均硬さがＨｖ２７０と、好ましい上限Ｈｖ２６０を超えている。このため、平均ＹＰが８８０ＭＰａと、好ましい上限８５０ＭＰａを超えて高くなっており、マルテンサイト相の平均硬さや、フェライト相の体積分率、そして、残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率VfγR は０ｖｏｌ％であり、穴拡げ性λは８０％と高いものの、引張試験の伸びが１１％と、上記発明例に比して低い。なお、この発明例５の１段目の焼鈍加熱（均熱）温度は低いが、加熱時間が長いために、低残留γ化には十分の焼鈍条件となっている。
【００６７】
また、比較例２は、本発明範囲内の鋼種１からなるが、焼鈍加熱（均熱）を通常の１段のみで行なっている。この結果、複合組織における残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率VfγR が１ｖｏｌ％を超える、１．５ｖｏｌ％ある。このため、比較例２は、１０００MPa 以上の高い引張強度において、伸びは１５％と高いものの、穴拡げ性λが２０％と極端に低く、両者を兼備できていない。
【００６８】
比較例６は、本発明範囲内の鋼種１からなるが、焼鈍後の焼戻温度が５００℃と高い。この結果、マルテンサイト相の平均硬さがＨｖ３６０と、下限Ｈｖ４００を下回り、８００MPa 程度の低強度でしかない。
【００６９】
比較例７は、本発明範囲内の鋼種１からなるが、焼鈍後の焼戻が無く、マルテンサイト相の平均硬さがＨｖ５００と、上限Ｈｖ４８０を下回っている。この結果、穴拡げ性λは７０％であるものの、引張試験の伸びが９％と、上記発明例に比して著しく低い。
【００７０】
これらの結果から明らかな通り、表２において、Ｘ線回折法による残留γの体積分率VfγR が０％であっても、飽和磁化測定による残留γの体積分率VfγR は０〜１．５ｖｏｌ％の範囲で明確な有意差があることが裏付けられた。しかも、飽和磁化測定による残留γの体積分率VfγR は、１ｖｏｌ％を境として、引張試験の伸びと穴拡げ性との特性が大きく変わることが裏付けられた。また、本発明組織要件の意義や、好ましい製造条件の意義も裏付けられる。
【００７１】
【表１】
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【００７２】
【表２】
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【実施例２】
【００７３】
次ぎに、実施例２として、表１に示す各鋼種２〜５を、表３に示すように、実施例１の鋼種１と同じ条件で、冷延鋼板に製造し、かつ焼鈍（焼入、焼戻）して各々ＤＰ鋼板とした。
【００７４】
これらの各ＤＰ鋼板のミクロ組織、鋼板の特性を、実施例１と同様に調査し、特性を評価した。これらの結果を表３に示す。
【００７５】
表３から明らかな通り、発明例１（実施例１の発明例１と同じ）はもとより、発明例８は、本発明の範囲内の化学成分組成の鋼種２からなり、焼鈍加熱（均熱）を２段で行なっている。この結果、マルテンサイト相の平均硬さが本発明範囲内であり、かつ、フェライト相の体積分率が本発明範囲内である。そして、これら複合組織における残留γの飽和磁化測定法により測定した体積分率VfγR が１ｖｏｌ％以下の０ｖｏｌ％である。このため、発明例８は、１０１０MPa の高い引張強度、８４８MPa 以下の低降伏点、１４％の伸び、７５％以上の穴拡げ性を有している。
【００７６】
これに対して、比較例９、１０、１１は、各々表１の鋼種３、４、５からなり、Ｃが下限０．０２％を下回る０．０１％、Ｓｉが下限０．０２％を下回る０．０１％、Ｍｎが下限０．１５％を下回る０．１３％と、必須成分が各々、外れている。
【００７７】
この結果、比較例９は、飽和磁化測定による残留γの体積分率VfγR は範囲内であるものの、Ｃが少ないために、フェライト相の体積分率が高過ぎ、マルテンサイト相の硬度が低く、強度が低い。比較例１０も、飽和磁化測定による残留γの体積分率VfγR は範囲内であるものの、Ｓｉが少ないために、フェライト相の体積分率が低過ぎ、伸びが低い。比較例１１も、飽和磁化測定による残留γの体積分率VfγR は範囲内であるものの、Ｍｎが少ないために、マルテンサイト相の硬度が低く、強度が低く、穴拡げ性も低い。
【００７８】
これらの結果から、本発明化学成分組成の意義が裏付けられる。
【００７９】
【表３】
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【産業上の利用可能性】
【００８０】
以上説明したように、本発明によれば、引張試験の伸びと穴拡げ性とを両立させたデュアルフェーズ型の強度成形性バランスに優れた高強度冷延鋼板を提供することができる。このため、プレス成形加工と穴拡げ加工との両方が施されるなど、この両者の特性を要求され、軽量化のために高強度が要求される自動車部材などの用途に最適である。
【図面の簡単な説明】
【００８１】
【図１】飽和磁化測定に用いる直流磁気測定装置の一部分を示す斜視図である。
【符号の説明】
【００８２】
１：コイル、２：試料、３：磁界検出用のＨコイル、４：導線
【図１】
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