(57)【要約】【課題】    伸びフランジ性に優れた、引張強度が９５０ＭＰａ以上で、穴拡げ率１００％以上を安定して確保可能な、伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】    実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中に、Ｔｉ、ＭｏおよびＣを含む析出物が析出してなり、かつ、圧延方向に平行なベクトルに垂直な断面の板厚１／４〜３／４の領域における、隣接する各結晶粒の＜１１０＞方向が圧延方向に平行なベクトルから１５°以内にある結晶粒群として定義される＜１１０＞方位コロニーの面積率が５０％以下である。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中にＴｉ、ＭｏおよびＣを含む析出物が析出してなり、かつ、圧延方向に平行なベクトルに垂直な断面の板厚１／４〜３／４の領域における、隣接する各結晶粒の＜１１０＞方向が圧延方向に平行なベクトルから１５°以内にある結晶粒群として定義される＜１１０＞方位コロニーの面積率が５０％以下であることを特徴とする、引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０．１０〜０．４０％、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｃｏ：０．００１〜０．００５％
を含み、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする請求項１に記載の引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．００５〜０．２％、
Ｗ：０．００５〜０．２％
のうち１種以上を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板。
【請求項４】
析出物の平均粒径が１０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板。
【請求項５】
請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の超高張力鋼板を製造するに際し、熱間圧延を、最終パスの入り側温度９００℃以上、巻き取り温度５５０℃以上の条件で行うことを特徴とする、引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部材の素材に適した伸びフランジ性に優れた、引張強度が９５０ＭＰａ以上の超高張力鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題に対する関心が高まるなか、自動車用鋼板は軽量化による燃費向上を目的に、一層の高強度および薄肉化が要求されるようになっている。また、複雑な加工をプレス成形により行う傾向が強まっており、高強度でありながらプレス成形性(特に、伸びフランジ性)に優れた材料が必要とされている。
【０００３】
高強度と高伸びフランジ性を両立させるため、従来、組織をフェライト−ベイナイトやフェライト−マルテンサイトの２相とする方法が提案されている。例えば、特許文献１には、組織をフェライト−ベイナイトとすることにより高強度および高伸びフランジ化する方法が提案されている。しかし、この鋼板は、高い伸びフランジ性を確保しつつ、７００ＭＰａ以上の強度を得るのは困難である。
【０００４】
７００ＭＰａ以上の高強度でありながら、優れた穴拡げ性を有し、高い伸びフランジ性を確保することが可能な技術として、特許文献２には、組織をアシュキラ−フェライトとし、ＴｉＣまたはＮｂＣをアシュキュラ−フェライト組織中に析出させることが提案されている。また特許文献３には、組織の８５％以上をポリゴナルフェライトとし、ＴｉＣを析出させると同時にＭｏを固溶させることが提案されている。しかしながら、ＴｉＣやＮｂＣを析出強化に利用した場合、析出物の粗大化による強度低下が避けられず、安定して強度９５０ＭＰａ以上の鋼板を得ることは非常に困難である。また、粗大化した析出物が割れや割れの伝播の起点となるため、強度が９５０ＭＰａ以上でかつ十分な伸びフランジ性を確保することは難しい。
【０００５】
このような問題点を解決する方法として、特許文献４には、組織をフェライトとして、１０ｎｍ未満の超微細な析出物でフェライト組織を析出強化することにより、強度９５０ＭＰａ以上で伸びフランジ性の指標となる穴拡げ率が８０〜１０５％となる方法が提案されている。しかしながら、最近では、このような高強度でありながら穴拡げ率１００％以上を安定して確保することが望まれており、この方法をもってしても、このような特性を安定して確保することは非常に困難である。
【０００６】
一方、集合組織を制御して伸びフランジ性を改善しようとする試みもなされている。例えば、特許文献５には、フェライトまたはベイナイトを主相とし、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群を増やし、｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛５５４｝＜２２５＞方位群を減らすことにより、形状凍結性と高伸びフランジ性を両立させる方法が提案されている。しかし、この方法は、形状凍結性に主眼を置いたものであり、強度９５０ＭＰａ以上の鋼板の伸びフランジ性の改善には、逆効果である。
【特許文献１】特開昭５７−１０１６４９号公報
【特許文献２】特開平７−１１３８２号公報
【特許文献３】特開平６−２００３５１号公報
【特許文献４】特開平２００３−８９８４８号公報
【特許文献５】特開平２００２−３６３６９３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強度が９５０ＭＰａ以上で、穴拡げ率１００％以上を安定して確保可能な、伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板およびその製造方法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】
【０００８】
本発明者らは、強度９５０ＭＰａ以上の鋼板の伸びフランジ性の改善に関して、鋼組成および従来あまり注目されていなかった集合組織、特に、個々の結晶の結晶方位が特定の方位に揃った状態の結晶群（コロニー）の点から鋭意研究を重ねた。その結果、組織を実質的にフェライト単相とし、フェライト粒内をＴｉ−Ｍｏ−Ｃ系複合析出物で強化し、さらに圧延方向に平行なベクトルに垂直な断面における板厚の表面から（１／４）ｔ〜（３／４）ｔ（ここでｔは板厚）の領域で、＜１１０＞方位コロニーの面積率を５０％以下とすることで、たとえ、強度が９５０ＭＰａ以上となっても、高い伸びフランジ性が得られることを見出した。なお、＜１１０＞方位コロニーは、隣接する各結晶粒の＜１１０＞方向が圧延方向に平行なベクトルから１５°以内にある結晶粒群として定義される。
【０００９】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、以下の（１）〜（５）を提供するものである。
【００１０】
（１）実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中にＴｉ、ＭｏおよびＣを含む析出物が析出してなり、かつ、圧延方向に平行なベクトルに垂直な断面の板厚１／４〜３／４の領域における、隣接する各結晶粒の＜１１０＞方向が圧延方向に平行なベクトルから１５°以内にある結晶粒群として定義される＜１１０＞方位コロニーの面積率が５０％以下であることを特徴とする、引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板。
【００１１】
（２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｏ：０．００１〜０．００５％を含み、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする請求項１に記載の引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板。
【００１２】
（３）上記（１）または（２）の超高張力鋼板において、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．００５〜０．２％のうちの１種以上を含むことを特徴とする引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板。
【００１３】
（４）上記（１）から（３）のいずれかの超高張力鋼板において、析出物の平均粒径が１０ｎｍ以下であることを特徴とする引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板。
【００１４】
（５）上記（１）から（４）のいずれかに記載の超高張力鋼板を製造するに際し、熱間圧延を、最終パスの入り側温度９００℃以上、巻き取り温度５５０℃以上の条件で行うことを特徴とする、引張強度が９５０ＭＰａ以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、フェライト単相組織中に、Ｔｉ−Ｍｏ−Ｃ系の複合析出物を微細析出させ、上述のように圧延方向に平行なベクトルに垂直な断面における板厚の中央部での＜１１０＞方位コロニーの面積率を少なくすることにより、穴拡げ性が改善されるので、引張強度が９５０ＭＰａ以上であっても、伸び２０％以上かつ穴拡げ率１００％以上を安定して確保することができ、自動車用部材の素材に適した伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明について、金属組織、化学成分、および製造方法に分けて具体的に説明する。
【００１７】
[金属組織]
本発明の超高張力鋼板は、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中にＴｉ、ＭｏおよびＣを含む析出物が析出してなり、かつ、圧延方向に平行なベクトルに垂直な断面の板厚１／４〜３／４の領域における、隣接する各結晶粒の＜１１０＞方向が圧延方向に平行なベクトルから１５°以内にある結晶粒群として定義される＜１１０＞方位コロニーの面積率が５０％以下である。以下、これらについて説明する。
【００１８】
・実質的にフェライト単相組織：
マトリックスを実質的にフェライト単相組織としたのは、伸びの向上には転位密度の低いフェライトが有効であり、また、伸びフランジ性の向上には単相組織とすることが有効であり、特に延性に富むフェライト単相組織でその効果が顕著であるためである。ただし、マトリックスは必ずしも完全にフェライト単相組織でなくともよく、実質的にフェライト単相組織であればよい。ここで実質的にフェライト単相組織とは、本発明の析出物以外に微量の他の相または析出物を許容することをいい、好ましくは面積比率で９５％以上フェライトであればよい。
【００１９】
・Ｔｉ、ＭｏおよびＣを含む析出物：
Ｔｉ、ＭｏおよびＣを含む析出物は微細となるため鋼を強化するのに有効である。従来は、析出物としてＴｉＣを用いることが主流であったが、Ｔｉは析出物形成傾向が強いためＭｏを含まない場合、粗大化しやすく、強化に対する効果が低くなることから、必要な強化量を得るには加工性を劣化させるまでの析出物が必要となる。これに対し、Ｔｉ−Ｍｏ−Ｃ系複合析出物は微細に析出して加工性を劣化させずに鋼を強化することができる。これは、Ｍｏの析出物形成傾向がＴｉと比べて弱いため、安定的に微細に存在できることで強化に対する効果が高く、加工性を有効に維持できる析出物量で必要な強化量が得られるためと考えられる。
【００２０】
なお、Ｔｉ−Ｍｏ−Ｃ系の析出物サイズが１０ｎｍを超えると、穴拡げ試験時の割れの起点になるばかりでなく、転位の移動を阻害する力が衰えるため析出強化能も低下する。したがって、析出物のサイズは１０ｎｍ以下が好ましい。さらに好ましくは７ｎｍ以下である。
【００２１】
・＜１１０＞方位コロニーの面積率：
伸びフランジ性の指標となる穴拡げ性は、圧延方向に平行なベクトルに垂直な断面（ＲＤ面）の板厚１／４〜３／４の領域における＜１１０＞方位コロニーの面積率を５０％以下に抑制することによって、大きく改善される。以下、このことを見出す基礎となった実験について説明する。
【００２２】
高周波真空溶解で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．０２％、Ｍｎ：１．２１％、Ｐ：０．００６％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０４２％、Ｎ：０．００３８％、Ｍｏ：０．３７％、Ｔｉ：０．１５５％、Ｃｒ：０．４１％を含む鋼に、微量のＣｏ：０〜０．００５％（０は無添加を示す)を添加した鋼塊を溶製し、分解圧延により板厚２７ｍｍの実験室熱延用シートバーとした。シートバーを１２７０℃に加熱後、７パスの熱間圧延により板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を作製した。このときの仕上げ圧延温度は１０００℃、巻き取り処理として、６５０℃で１時間保持を行った。
【００２３】
こうして得られた熱延板のうち強度レベルがほぼ等しい強度９８５〜１０００ＭＰａの熱延板について、Ｃｏ添加量がＲＤ面における＜１１０＞方位コロニーの面積率および穴拡げ性に及ぼす影響を調べた。鋼板のＲＤ面における板厚１／４〜３／４の領域において、個々の結晶粒の結晶方位をＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法により測定し、この測定結果をもとに隣接する結晶粒の＜１１０＞方向が圧延方向に平行なベクトルから１５°以内の結晶粒群を、ＲＤ面における＜１１０＞方位コロニー（＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニー）とみなし、その面積率を求めた。面積率は、＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーを色付けし、画像処理により求めた。図１は、面積率の測定例を示す写真であり、黒い部分が＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーを示し、白い部分がその他の方位の結晶粒を示している。そして、図１の（ａ）が面積率３７％の本発明例であり、（ｂ）が面積率５７％の比較例である。なお、図１（ａ）、（ｂ）の水平方向は鋼板の幅方向（ＴＤ）であり、垂直方向は鋼板の板面垂直方向（ＮＤ）である。
【００２４】
伸びフランジ性の指標となる穴拡げ率は、熱延板から１３０ｍｍ角の板を切り出し鉄連規格に従って１０ｍｍφの穴を打ち抜いた後、６０°円錐ポンチをバリと反対側から押し上げ、亀裂が鋼板を貫通した時点での穴径ｄを測定し、穴拡げ率λ（％）を次式より算出した。
λ（％）＝（ｄ−１０）／１０×１００
【００２５】
図２に、Ｃｏ添加量が＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーの面積率および穴拡げ性に及ぼす影響について調べた結果を示す。図２から明らかなようにＣｏ添加量が０．００１０％以上となると、＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーの面積率が急激に減少し、それに伴い穴拡げ性が改善されることが分かる。
【００２６】
[化学成分]
本発明では、上記金属組織を満たしていれば化学成分は特に限定されないが、所望の伸びフランジ性および９５０ＭＰａ以上の強度を安定的に得るためには、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｏ：０．００１〜０．００５％を含み、残部が実質的にＦｅであることが好ましい。また、これらに加え、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．００５〜０．２％のうち１種以上を含むことが好ましい。以下、これら各成分について説明する。
【００２７】
Ｃ：０．０５〜０．１５％
ＣはＴｉおよびＭｏを含む炭化物を形成しフェライト母相中に微細析出することで、鋼の強度を担うのに必要な元素である。しかし、０．０５％未満では、他の強化機構(固溶や結晶粒の微細化)を併用しても安定して９５０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難であり、０．１５％を超えると析出物の粗大化や第二相組織の形成により伸びフランジ性が低下する。このため、Ｃ含有量は、０．０５〜０．１５％が好ましい。さらに好ましくは、０．０７〜０．１０％である。
【００２８】
Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは固溶強化に寄与するが、０．３％を超えて添加すると粒界にセメンタイトが生成し伸びフランジ性を低下させるため、０．３％以下が好ましい。さらに好ましくは、０．２％以下である。
【００２９】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎも固溶強化に有効な元素であり、本発明では９５０ＭＰａ以上の強度を安定して得るためには０．５％以上の添加が必要である。一方、２．０％を超えて添加すると偏析が生じやすくなり伸びフランジ性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５〜２．０％が好ましい。さらに好ましくは、０．６〜１．８％である。
【００３０】
Ｐ：０．０６％以下
Ｐも固溶強化に有効な元素であるが、０．０６％を超えて添加すると偏析による伸びフランジ性の低下を招くため、０．０６％以下が好ましい。より好ましくは、０．０３％以下である。
【００３１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、極力低減すべき元素であり、ＴｉやＭｎと硫化物を形成して有効なＴｉやＭｎの低減を招くため、０．０１％以下が好ましい。さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００３２】
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは脱酸材として重要な元素である。しかし、０．１０％を超える過度の添加は延性の低下を招くため、０．１０％以下が好ましい。さらに好ましくは、０．０６％以下である。
【００３３】
Ｎ：０．０２％以下
ＮはＴｉと結合して比較的粗大な窒化物を形成してＴｉ、ＭｏおよびＣを含む析出物形成に有効なＴｉの低減を招くため、０．０２％以下が好ましい。さらに好ましくは、０．０１５％以下である。
【００３４】
Ｍｏ：０．１〜０．８％
ＭｏはＴｉおよびＣと結合し微細な析出物を形成させるのに必要であり、本発明の重要な元素の一つである。０．１％未満では形成される微細析出物量が不十分で９５０ＭＰａの強度を安定して得ることが困難となる。一方、０．８％を越えての添加は、Ｔｉを含まないＭｏ炭化物の形成を促進し延性の低下につながるばかりかコストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ含有量は０．１〜０．８％が好ましい。より好ましくは、０．１５〜０．６％である。
【００３５】
Ｔｉ：０．１０〜０．４０％
ＴｉはＭｏおよびＣと結合し微細な析出物を形成させるのに必要であり、本発明の重要な元素の一つである。０．１０％未満では形成される微細析出物量が不十分で９５０ＭＰａ以上の強度を安定して得ることが困難となる。一方、０．４０％を越えての添加は、延性の低下を招く。したがって、Ｔｉ含有量は、０．１０〜０．４０％が好ましい。さらに好ましくは０．１２〜０．３％である。
【００３６】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは固溶強化に有効な元素であるが、０．５％を超えての添加は低温変態相の生成による延性の低下につながるため、０．５％以下が好ましい。
【００３７】
Ｃｏ：０．００１〜０．００５％
Ｃｏは本発明の最も重要な元素である。Ｃｏの微量添加は、＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーの制御に欠くことが出来ない。０．００１％以上の添加で、＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーの減少が認められる。一方、その効果は０．００５％を超えると飽和する。したがって、Ｃｏ含有量は、０．００１〜０．００５％が好ましい。
【００３８】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．００５〜０．２％を１種以上
Ｎｂ、ＶおよびＷは、加熱および熱延中のγ粒の粗大化を防止し、フェライト粒の微細化につながる。また、Ｔｉと同様にＭｏとＣを含む複合析出物を形成し強度上昇にも寄与する。したがって、必要に応じて適宜添加することが好ましい。フェライト粒微細化の効果は、０．００５％未満では現れない。一方、Ｎｂを０．１％以上、ＶおよびＷを０．２％以上添加すると延性の低下を招く。このため、これら元素を添加する場合の添加量は、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．００５〜０．２％が好ましい。
【００３９】
[製造方法]
本発明の鋼板を製造するに際して、熱間圧延の最終パスの入り側温度を９００℃以上、巻き取り温度を５５０℃以上とすることが好ましい。以下これらの理由について説明する。
【００４０】
・最終パスの入り側温度：９００℃以上
Ｃｏを微量添加し、熱間圧延の最終パスの入り側温度を９００℃以上とすると、＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーの減少効果が顕著になり、伸びフランジ性の改善につながる。９００℃以下でもＣｏ添加による＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニー減少効果はあるものの加工オーステナイトから変態するフェライト量が増えるためフェライト粒が圧延方向に伸展し、伸びフランジ性が低下する場合が多くなるおそれがある。このため、最終パスの入り側温度は９００℃以上とする。
【００４１】
巻き取り温度：５５０℃以上
組織をフェライト単相とするため、およびＴｉ−Ｍｏ−Ｃ系複合析出物の析出量を十分に確保するため、巻き取り温度は５５０℃以上とする。５５０℃未満では、析出物の析出量が不十分なため、強度低下を招きやすい。
【００４２】
本発明の鋼板は、通常の公知の溶製方法がすべて適用でき、溶製方法は特に限定されない。例えば、溶製方法としては転炉、電気炉等で溶製し、真空脱ガス炉にて２次精錬を行うのが好適である。鋳造方法は生産性、品質上の点から連続鋳造法が好ましい。また、鋳造後直ちにまたは補熱を目的とした加熱を施した後に、そのまま熱間圧延を行う直送圧延をおこなっても本発明の効果に影響はない。さらに粗圧延後に仕上げ圧延前で加熱を行っても、粗圧延後に圧廷材を接合して連続熱延を行っても、さらには圧延材の加熱と連続圧延を行っても本発明の効果は損なわれない。
【００４３】
なお、本発明の鋼板は、黒皮ままでも、酸洗ままでもその特性に差異はない。調質圧延についても通常行われるものであれば特に制限はない。また溶融亜鉛めっき、電気めっきも可能であり、化成処理を施してもよい。
【実施例１】
【００４４】
（実施例１）
表１に示す化学組成のスラブを１２７０℃に加熱したのち熱間圧延により板厚２．０ｍｍの熱延板とした。この際、熱間圧延の最終パスの入り側温度および巻き取り温度を変化させた。なお、表１に示した以外の化学組成の残部は実質的にＦｅである。これら熱延板に酸洗処理を施したのち、１３０ｍｍ角の穴拡げ用試験片および圧延方向に直角な方向からＪＩＳ  ５号引張試験片を採取し、穴拡げ試験および引張試験を行った。また、鋼板のＲＤ断面の板厚の表面から１／４〜３／４の領域（板厚中央部）において幅２〜５ｍｍ、高さ１．０ｍｍの範囲にわたって結晶方位をＥＢＳＤ法により測定した。測定結果をもとに隣接する結晶粒の＜１１０＞方向が圧延方向に平行なベクトルから１５°以内の結晶粒群を＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーとして、その面積率を求めた。
【００４５】
表２に、熱延条件、組織、析出物の平均粒径、＜１１０＞方位コロニーの面積率、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、穴拡げ率を示す。なお、表中の組織において、Ｆはフェライト、Ｐはパーライト、Ｍはマルテンサイトを示す。
【００４６】
表２に示す通り、本発明例は、いずれもフェライト組織からなり、析出物の粒径は１０ｎｍ以下で、ＲＤ面における＜１１０＞方位コロニーの面積率が５０％以下となっているため、引張強度（ＴＳ）９５０ＭＰａ以上であって、穴拡げ率１００％以上かつ伸び（ＥＬ）２０％以上と優れた伸びおよび伸びフランジ性を示すことが確認された。
【００４７】
【表１】
2005232567.tif 000002
【００４８】
【表２】
2005232567.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００４９】
本発明によれば、引張強度が９５０ＭＰａ以上で、穴拡げ率１００％以上を安定して確保可能な、伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板を得ることができ、高強度でありながらプレス成形性に優れた自動車用部材として利用価値がある。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】ＥＢＳＤ法による＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーの面積率測定例を示す図。
【図２】Ｃｏ添加量が＜１１０＞／／ＲＤ方位コロニーの面積率および穴拡げ性に及ぼす影響を示すグラフ。
【図１】
2005232567.tif 000004
【図２】
2005232567.tif 000005