(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.05〜0.40％、              Si：0.5 〜3.0 ％、
Mn：0.5 〜3.0 ％、              Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、              Al：0.10％未満、
Ｎ：0.0100％以下、              Ti：0.009 〜0.20％
を含み、さらにCa、REM のうちの１種または２種を合計で0.0010〜0.0500％含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、体積率で、前記フェライトを30％以上、前記残留オーステナイトを全板厚方向平均で３％以上含有し、かつ鋼板表面から板厚１／16位置までの領域における残留オーステナイト量が、板厚方向中心部における残留オーステナイト量に対し50％以下であり、前記フェライトの平均結晶粒径が、15μm 以下であることを特徴とするプレス成形性に優れた高強度高延性冷延鋼板。
【請求項２】
前記組成が、Ti／Ｎ≧2.5 を満足することを特徴とする請求項１に記載の高強度高延性冷延鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ｖのうちの１種または２種を合計で0.001 〜0.30％含有することを特徴とする請求項１または２に記載のプレス成形性に優れた高強度高延性冷延鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr:1.5％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度高延性冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度冷延鋼板に係り、とくに、製造過程におけるスラブの縦割れ、横割れなどの欠陥発生を防止でき、自動車部品に代表される成形部品用として好適な、スポット溶接性が良好で、かつプレス成形性に優れた高強度高延性冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、最近では自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。とくに、自動車車体の軽量化のために、自動車部品用鋼板を高強度化し鋼板板厚を低減することが考えられている。
【０００３】
また、鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要である。また、自動車部品のプレス成形においては、伸びフランジ成形も多用される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ成形を多様した部品成形が行われることが多い。このため、自動車部品用鋼板には、高強度でかつ、優れた延性および伸びフランジ性を有することが強く求められている。
【０００４】
延性に優れる高強度鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。また、近年では、例えば、日本鉄鋼協会講演論文集「材料とプロセス, vol.4(1991), p.1942 」に記載されているように、0.11％ＣにSi、Mnを適量添加し、残留オーステナイト（γ）に起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。
【０００５】
また、特開平10-130776 号公報には、Ｃ：0.06〜0.25％、Si：2.5 ％以下、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.1 〜2.5 ％、Ti：0.003 〜0.08％、Ｎ：0.01％以下を含み、かつTiが、(48/14)N≦Ti≦[(48/14)N+(48/32)S+0.01]を満足し、冷延−再結晶焼鈍後の組織が５％以上の残留γを含む組織である高延性型高張力冷延鋼板が開示されている。特開平10-130776 号公報に記載された技術では、炭化物生成の抑制と残留γの安定化元素としてAlを利用するとともに、Tiを含有することにより、連続鋳造時に発生する表面疵を防止し、表面性状および衝撃吸収性に優れる鋼板となるとしている。
【０００６】
また、特開平10-273752 号公報には、Ｃ：0.05〜0.20％、Mn：0.5 〜2.0 ％、Si、Alの内の１種もしくは２種の合計量が0.5 〜4.0 ％、あるいはさらにNb：0.2 ％以下、Ti：0.2 ％以下、Ｂ：0.02％以下のうちの１種または２種以上、を含み、残部がFeを主成分とし、鋼板の５％成形加工後のミクロ組織で、残留γの占積率が３％以上であり、加工硬化指数が0.130 以上である耐衝突性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。また、特開平10-273752 号公報には、上記したミクロ組織とするために、連続焼鈍を、Ａc1〜Ａc3の温度で10秒以上保持し、700 〜500 ℃の平均冷却速度が10℃／秒以上の冷却を行い、500 ℃以下の温度で30秒以上保持する条件とすることが開示されている。しかし、特開平10-273752 号公報に記載された鋼板では、製造時スラブの縦割れや横割れなどの表面欠陥が発生し、安定した製造が困難であるという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平10-130776 号公報、特開平10-273752 号公報等に記載された高強度鋼板は、「鉄と鋼、vol.63(1982)No.9、p.110 」にも示されているように、材料強度の上昇とともに、プレス成形後のスプリングバックによる寸法不良が著しくなるという問題がある。スプリングバックによる寸法不良は、高強度鋼板を使う上で大きな問題であり、プレス成形後の形状凍結性に優れることが要求されている。
【０００８】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、連続鋳造工程におけるスラブの縦割れ、横割れなどの欠陥発生を防止し、自動車部品に代表される成形部品用として好適な、優れた延性、優れたスポット溶接性を有し、さらに伸びフランジ性、摺動性、形状凍結性等のプレス成形性に優れた高強度高延性冷延鋼板を提案することを目的とする。なお、本発明における高強度高延性冷延鋼板は、連続焼鈍ラインを利用して製造されることが望ましい。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、スラブ表面割れ、鋼板の延性、および伸びフランジ性、摺動性、形状凍結性等のプレス成形性におよぼす鋼組成、鋼板のミクロ組織の影響について、鋭意研究を重ねた。
その結果、
（１）Tiを含有し、さらにAl含有量を低減し、あるいはさらにTiをＮ含有量との関係で調整することによりスラブ表面割れが防止できる、
（２）Ｃ、Si、Mn等の合金元素量を所定の範囲内に調整するとともに、連続焼鈍条件を調整し、焼鈍後の鋼板組織を、フェライト、残留オーステナイト、低温変態相からなる複合組織とし、各相の存在比率を所定の比率とすることにより、冷延焼鈍板の延性を向上できる、
（３）Ti量を調整し、複合組織の主体となる、フェライトの結晶粒径を微細化することにより、高延性に加えて優れた伸びフランジ性を有する冷延焼鈍板とすることができる、
（４）鋼板表面に付加される歪み量を調整し、鋼板の表面直下の組織を、板厚中央部の組織に比べ残留γ量が少ない複合組織とすることにより、プレス成形時の摺動性、形状凍結性に優れた冷延焼鈍板とすることができる、
という知見を得た。
【００１０】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え構成されたものである。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.5 〜3.0 ％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.10％未満、Ｎ：0.0100％以下、Ti：0.009 〜0.20％を含み、さらにCa、REM のうちの１種または２種を合計で0.0010〜0.0500％含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、体積率で、前記フェライトを30％以上、前記残留オーステナイトを全板厚方向平均で３％以上含有し、かつ鋼板表面から板厚１／16位置までの領域における残留オーステナイト量が、板厚方向中心部における残留オーステナイト量に対し50％以下であり、前記フェライトの平均結晶粒径が、15μm 以下であることを特徴とするプレス成形性に優れた高強度高延性冷延鋼板であり、また、本発明では、前記組成が、Ti／Ｎ：2.5 以上を満足することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ｖのうちの１種または２種を合計で0.001 〜0.30％含有することが好ましい。
【００１１】
また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Cr:1.5％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における％は、質量％を意味する。
Ｃ：0.05〜0.40％
Ｃは、鋼の高強度化に必須の元素であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有し、本発明では不可欠の元素である。所望の高強度化を確保するために、本発明では0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.40％を超える含有は、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは0.05〜0.40％の範囲に限定した。より好ましくは0.10〜0.30％である。
【００１３】
Si：0.5 〜3.0 ％
Siは、固溶強化により鋼を強化するとともに、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、0.5 ％以上の含有で認められる。一方、3.0 ％を超えて含有すると、延性が劣化する。このため、Siは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。より好ましくは1.0 〜2.5 ％である。
【００１４】
Mn：0.5 〜3.0 ％
Mnは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、0.5 ％以上の含有で認められる。一方、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招き、経済的に不利となる。このため、、Mnは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。より好ましくは1.0 〜2.0 ％である。
【００１５】
Ｐ：0.050 ％以下
Ｐは、固溶強化により鋼を強化する元素であり、通常、高強度鋼板を得るのに有効な元素ではあるが、0.050 ％を超える含有はスポット溶接性を低下させる。
このため、本発明では、Ｐ含有量の上限を0.05％とした。なお、より好ましくは0.020 ％以下である。
【００１６】
Ｓ：0.005 ％以下
Ｓは、鋼中でMnS を形成し、鋼板の伸びフランジ性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減するのが望ましい。しかし、過度の低減は、精錬コストの増加を招くため、本発明ではＳ含有量の上限を0.005 ％に限定した。なお、より好ましくは0.003 ％以下である。
【００１７】
Al：0.10％未満
Alは、脱酸剤として作用し、穴拡げ性を低下させる非金属介在物をスラグとして分離する効果を有する。しかし、0.10％以上の含有は、介在物量が増加し伸びフランジ性が低下するとともに、合金コストが上昇し、経済的に不利となる。このため、本発明ではAlは0.10％未満とした。なお、好ましくは0.02〜0.09％の範囲である。
【００１８】
Ｎ：0.0100％以下
Ｎは、歪時効を起こす有害な元素であり、極力低減することが望ましいが、本発明では、Tiを含有するため、TiN の析出によって時効劣化の恐れは回避できる。しかしながら、0.0100％を超える含有は、それに対応するTiを含有しなければならなくなり、コスト高となる。このため、本発明ではＮは0.0100％以下に限定した。なお、より好ましくは0.0050％以下である。
Ti：0.009 〜0.20％
Tiは、連続焼鈍時の加熱段階でのフェライト相の成長を抑え、フェライト粒を微細化し、穴拡げ性を著しく向上させるのに有効な元素である。このような効果は、0.010 ％以上の含有で顕著となるが、0.20％を超える含有は、合金コストの高騰を招くとともに、TiC の析出量を増加させ、変態誘起塑性効果を発現させるための残留オーステナイトを減少させる。また、さらにTi量の増加により析出強化による強度増加が大きくなり、高延性が得られなくなる。このようなことから、Tiは0.20％以下に限定した。なお、好ましくは、0.10％以下である。
【００１９】
また、Tiは、スラブ冷却時、高温でTi系炭窒物、Ti系硫化物を析出し、比較的低温で生成するAlN や、結晶粒微細化の目的から添加されるNb，Ｖによって粒界に生成するNb系炭化物、Ｖ系炭化物の析出を抑制して、スラブ表面割れを防止する有効な元素である。このようなスラブ表面割れ防止効果を顕著に発現させるためには、Ti含有量は、Ｎ含有量との関係からTi/N：2.5 以上を満足することが好ましい。なお、Ti：0.10％以下でかつ、Ti/N：3.0 以上を満足することがより好ましい。
【００２０】
Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種：合計で：0.0010〜0.0500％
Ca、REM は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような効果は、Ca,REMのうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、0.0500％を超えると飽和する。このため、Ca,REMのうちの１種または２種の含有量は、合計で0.0500％以下に限定するのが好ましい。より好ましい範囲は0.001 〜0.03％である。
【００２１】
Nb，Ｖのうちから選ばれた１種または２種：合計で：0.001 〜0.30％
Nb，Ｖは、Tiと同様、炭化物：NbC,VCを生成し、連続焼鈍時の加熱段階でのフェライト相の成長を抑え、結晶粒を微細化し、穴拡げ性を著しく向上させるのに有効な元素であり、必要に応じ含有できる。このような効果は、Nb、Ｖの合計で、0.001 ％以上の含有で顕著となるが、Nb、Ｖの合計で0.30％を超える含有は、析出強化により降伏強さ（YS）を上昇させ、加工性を低下させるとともに、変態誘起塑性効果を発現させるための残留オーステナイトを減少させる。
【００２２】
また、生成するNb，Ｖの炭化物が、結晶粒界に優先的に析出すると、スラブの表面割れの原因になることから、本発明では、Nb，Ｖの含有量を0.001 〜0.30％とするのが好ましい。なお、より好ましくは、0.001 〜0.10％である。
Cr：1.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、MoおよびＢは、鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。このような作用は、Cr：0.2 ％以上、Mo：0.05％以上、Ｂ：0.0005％以上の含有で顕著となる。一方、Cr：1.5 ％、Mo：0.5 ％、Ｂ：0.01％をそれぞれ超えて含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Cr：1.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上を含有するのが望ましい。なお、より好ましくは、Cr、Mo、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で0.0005〜1.0 ％である。
【００２３】
つぎに、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明鋼板は、フェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。
フェライト相：体積率で、30％以上
フェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明では、このようなフェライト相を、体積率で30％以上含有する。フェライト相の存在比率が30％未満では、顕著な延性向上が期待できない。このため、複合組織中のフェライト量は30％以上に限定した。なお、より好ましくは50％以上である。
【００２４】
フェライトの平均結晶粒径：15μm 以下
結晶粒径の微細化は鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。本発明の鋼板では、複合組織中のフェライトの平均結晶粒径は15μm 以下とすることが好ましい。フェライトの平均結晶粒径が15μm を超えると、伸びフランジ性の顕著な向上作用が期待できない。なお、より好ましくは10μm 以下である。
【００２５】
残留オーステナイト相：体積率で、全板厚方向の平均で、３％以上
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上する作用を有する。そのため、本発明では、残留オーステナイトを、３％（体積率）以上含有する。残留オーステナイトの含有量が、３％（体積％）未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、残留オーステナイト量を３％以上に限定した。なお、好ましくは５％以上である。ここでいう残留オーステナイトの含有量は、全板厚方向（板厚断面）での平均（平均値）をいうものとする。
【００２６】
なお、全板厚方向（板厚断面）での平均残留オーステナイト量は、Ｘ線回折法により、鋼板の板厚断面の表面直下、板厚の１／16、１／８、１／４、１／２の各位置で、回析Ｘ線強度を測定し、オーステナイト相とフェライト相との回析Ｘ線強度比を算出して、全板厚方向での平均値とする。
（鋼板表面から板厚の１／16位置までの領域での残留オーステナイト量）／（鋼板の板厚中心部での残留オーステナイト量）：50％以下
本発明の鋼板では、鋼板表面から板厚１／16位置までの領域での平均残留オーステナイト量を、鋼板の板厚中心部での残留オーステナイト量に対して、50％以下とする。なお、鋼板の板厚中心部とは、板厚の１／４から１／２の領域をいうものとする。
【００２７】
また、鋼板表面から板厚の１／16位置までの領域での残留オーステナイト量は、鋼板の板厚断面を研磨し、表面直下、板厚の１／16の位置で、回析Ｘ線強度を測定し、オーステナイト相とフェライト相との回析Ｘ線強度比を算出し、これらの平均値から決定するものとする。
また、鋼板の板厚中心部での残留オーステナイト量は、板厚の１／４、板厚の１／２の各位置で、回析Ｘ線強度を測定し、オーステナイト相とフェライト相との回析Ｘ線強度比を算出し、これらの平均値から決定するものとする。
【００２８】
鋼板表面から板厚１／16位置までの領域での平均残留オーステナイト量を、鋼板の板厚中心部での残留オーステナイト量に対して、50％以下とすることにより、鋼板の表層域で、TiC などの析出強化が増大し高降伏点化が助長され、加工硬化係数（ｎ値）が低下して、鋼板の形状凍結性が向上するのである。ここで、「形状凍結性」は、図１に示したような形状（ハット型断面：破線）にプレス加工したのち、プレス金型から取りはずしたあとの形状の変化量：ΔＷで判定するものとする。
【００２９】
また、鋼板の表層域の組織を、残留オーステナイト相の存在比率を板厚中央部に比べ50％以下と少なくし、高降伏点を有する組織とすることにより、プレス成形時の摺動性が向上する。
一方、表面から板厚１／16位置までの領域での残留オーステナイト量が、中心部に対して50％を超える場合には、プレス加工後の形状凍結性が低下するとともに、プレス成形時の摺動性が低下する。
【００３０】
また、板厚中心部の残留オーステナイト量に対して、残留オーステナイト量が50％以下である範囲が表面から板厚１／16位置を超える場合には、高延性の鋼板が得られ難くなる。
このようなことから、本発明では、表面から板厚１／16位置までの領域での残留オーステナイト量を、板厚中心部のそれに対し50％以下とした。なお、好ましくは、40％以下である。さらに、板厚中心部の残留オーステナイト量に対し、残留オーステナイト量が50％以下となる領域は、鋼板表面から板厚１／20位置までの領域とするのが好ましい。
【００３１】
本発明鋼板の組織は、上記したフェライト相と残留オーステナイト相以外の残部は低温変態相である。本発明でいう低温変態相とは、マルテンサイトあるいはベイナイトを指す。
マルテンサイト、ベイナイトとも硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、このような効果を十分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。本発明において低温変態相の量は特に限定されない。鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。
【００３２】
次に、本発明の高強度高延性冷延鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する鋼を通常公知の方法で溶製し、通常公知の方法で鋳造し鋼素材としたのち、次いで通常公知の方法で熱間圧延し熱延板とする。
得られた熱延板に、通常公知の方法で冷間圧延を施し冷延板とする。
ついで、これら冷延板に、焼鈍を施す。
【００３３】
焼鈍は、連続焼鈍ラインにて行うのが好ましい。焼鈍は、Ac1 変態点以上850 ℃以下に加熱する加熱処理を施したのち、該加熱温度から、１℃/s以上の冷却速度で300 〜500 ℃の温度域まで急冷し、ついで300 〜500 ℃の温度範囲に10ｓ以上滞留する処理とすることが好ましい。
加熱温度がAc1 変態点未満では、α＋γ二相域に加熱されず残留オーステナイトが得られないため、変態誘起塑性効果の発現がなく、延性の向上が望めない。一方、加熱温度が850 ℃を超えると、フェライト相の粒径が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。このようなことから、加熱温度は、Ac1 変態点以上850 ℃以下とするのが好ましい。、
加熱処理後の冷却速度が、１℃/s未満では、加熱によって生じたオーステナイトが冷却中にパーライトもしくはベイナイトに変態し、残留オーステナイトが残留せず、変態誘起塑性効果の発現がなく、延性の向上が望めない。このようなことから、冷却速度は１℃/s以上とするのが好ましい。なお、より好ましくは10℃/s以上である。
【００３４】
冷却停止温度を、300 ℃未満とすると、オーステナイトがほとんど全てマルテンサイトへ変態し、残留オーステナイトが残留せず、変態誘起塑性効果の発現がなく、延性の向上が望めない。一方、冷却停止温度が500 ℃を超えると、オーステナイトがパーライトもしくはベイナイトに変態し、残留オーステナイトが残留せず、変態誘起塑性効果の発現がなく、延性の向上が望めない。このようなことから、冷却停止温度は300 〜500 ℃の範囲とするのが好ましい。なお、より好ましくは、370 〜450 ℃である。
【００３５】
急冷停止後、300 〜500 ℃の温度域に滞留させる時間が、10ｓ未満の短時間では、残留するオーステナイトの殆どが、マルテンサイトに変態して、残留オーステナイト量が所望の量確保できなくなり、プレス加工時に変態誘起塑性効果の発現がなくなる。一方、600 ｓを超える長時間保持すると、ベイナイト変態が起こり、残留オーステナイト量が減少する。このようなことから、300 〜500 ℃の温度域に滞留させる時間は10ｓ以上、より好ましくは60ｓ以上 600ｓ以下とするのが好適である。
【００３６】
上記した条件で冷延板を焼鈍処理することにより、微細なフェライト相と、所定量以上の残留オーステナイト相および低温変態相からなる複合組織とすることができる。
焼鈍後、さらに調質圧延を施して製品（冷延焼鈍板）とするのが好ましい。
なお、鋼板表面直下、すなわち表面から板厚１／16位置までの領域、の組織を所望の組織とするには、連続焼鈍での最終段階、すなわち鋼板温度が300 ℃以下の最終冷却過程で、鋼板に小径ロールによる曲げ戻しを負荷する曲げ戻し加工、あるいは張力付加なしの調質圧延、を施すのが好ましい。
【００３７】
この曲げ戻し加工により、鋼板表面直下の領域で、残留オーステナイトがマルテンサイトとなり、最終的に、この領域の組織が板厚中心部の組織に比べ、残留オーステナイト量の少ない組織となる。このような組織とするためには、曲げ戻し量を１％以上、曲げ戻し回数を１回以上とするのが好ましい。なお、曲げ戻し加工に使用する小径ロールは、50〜500 mmφのロールとするのが歪を付加する観点から好ましい。
【００３８】
また、張力付加なしの調質圧延により、鋼板表面直下の領域で、残留オーステナイトがマルテンサイトとなり、最終的に、この領域の組織が板厚中心部の組織に比べ、残留オーステナイト量の少ない組織となる。このような組織とするためには、調質圧延の圧下率を0.2 〜2.0 ％の範囲とするのが好ましい。調質圧延の伸び率が、0.2 ％未満では、所望の組織が得られない。一方、2.0 ％を超えると、延性（伸び）が劣化するという問題がある。また、本発明鋼板は電気めっき用鋼板として適用してもよいことは言うまでもない。電気めっきを施しても本発明鋼板の機械的特性には何ら変化がない。
【００３９】
【実施例】
つぎに、本発明を、実施例に基づき詳細に説明する。
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法にて鋳片（スラブ）とした。
ついで、得られた鋳片を、熱間圧延により板厚3.0mm の熱延板とした。、次いで、これら熱延板を酸洗した後、冷間圧延により板厚1.4mm の冷延板とした。
【００４０】
これら冷延板に、連続焼鈍ラインにて、表２に示す条件の、加熱処理、その後の急冷および300 〜500 ℃の温度域での滞留（徐冷）からなる連続焼鈍を施し、冷延焼鈍板とした。なお、連続焼鈍の最終段階設備である調質圧延機で、張力付与なしの調質圧延を施した。
得られた冷延焼鈍板について、鋼板のミクロ組織、引張特性、伸びフランジ性、スポット溶接性、摺動性、形状凍結性を調査した。調査方法は下記の通りである。
（１）ミクロ組織
各冷延焼鈍板から試験片を採取し、鋼板の板厚断面が観察面になるように樹脂に埋め込み観察用試験片とし、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡でミクロ組織を観察した。観察用試験片のエッチングは、「純水100ml に対してピロ亜硫酸ナトリウム１ｇ添加した水溶液」と「エタノール100ml に対してピクリン酸４ｇ添加した液」を１：１の割合で混合した液中に室温で120 秒間浸漬して行った。このエッチングにより、光学顕微鏡下では、フェライト相は黒色部として、それ以外の第２相は白色部として観察される。エッチング後、組織を倍率：×1000で撮像し、画像解析装置を用いて、フェライトの面積率を求め、体積率に換算した。また、フェライト粒径は、JIS Z 0552の規定に準拠して、結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。
【００４１】
また、各冷延焼鈍板の残留オーステナイト量は、各冷延焼鈍板から試験片を採取し、入射Ｘ線として、MoK α線を使用したＸ線回折法により、残留オーステナイト相からの回析Ｘ線強度を測定して求めた。オーステナイト相の｛111 ｝、｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝、およびフェライト相の｛200 ｝、｛110 ｝、｛211 ｝面の回析Ｘ線強度を求め、次式
Ｖγ＝｛γ／（α＋γ）｝×100 ％
なお、γ＝〔I(111)γ／0.7387＋I(200)γ／0.3547＋I(220)γ／0.2083＋I(311)γ／0.2186〕／４
α＝〔I(110)α／1.0000＋I(200)α／0.1587＋I(211)α／0.2923〕／３
により、残留オーステナイト量（体積率）（Ｖγ（％））を算出した。
【００４２】
なお、全板厚方向での平均残留オーステナイト量は、測定面を表面、板厚の１／16、１／８、１／４、１／２として、上記の方法で各位置の残留オーステナイト量を求め、平均した。また、鋼板表面から板厚１／16位置までの領域における残留オーステナイト量は、測定面を表面、板厚の１／16として、上記の方法で同様に各位置の残留オーステナイト量を求め、平均した。また、板厚方向中心部における残留オーステナイト量は、測定面を板厚の１／４、１／２として、上記の方法で同様に各位置の残留オーステナイト量を求め、平均した。
（２）引張特性
各冷延焼鈍板より、圧延直角方向に採取したJIS Z 2204の規定に準拠したJIS ５号試験片を用いて、歪速度：７×10-3/sの条件で引張試験を実施し、耐力（YS) 、引張強さ（TS) 、破断伸び（El) 、降伏伸び（YEl)を測定した。
（３）伸びフランジ性
各冷延焼鈍板より、試験片を採取し、JFS T 1001の規定に準拠して、穴拡げ率（λ）を測定した。
（４）スポット溶接性
各冷延焼鈍板について、先端径６φのドーム型電極を用い、electrode force:4.3kN 、welding current:8kA 、squeeze time:25cyc、setup time:3cyc 、welding time:13cyc、holding time:1cyc の溶接条件でスポット溶接を行い、スポット溶接継手サンプルを作製した。得られた各溶接継手サンプルについて、JIS Z 3136の規定に準拠した引張剪断試験により、引張荷重（TSS)を求めた。また、得られた各溶接継手について、JIS Z 3137の規定に準拠した十字形引張試験により、引張荷重（CTS)を求めた。得られた引張荷重（TSS)が、板厚1.4mm の場合の基準引張剪断荷重である11062N以上で、かつ延性比（CTS/TSS)が0.25以上のものを「優」とし、これらの値を満足しないものを「劣」として評価した。
（５）摺動性
各冷延焼鈍板から試験片（ｔmm×幅10mm×長さ300mm ）を採取し、図２に示すように、一対の平面工具（平面部長さ10mm）間に載置した。そして、試験片に市販の防錆油を片面当たり1.5g/m2 塗油し、平面工具（接触長さ10mm）に面圧１kgf/mm2 （9.8kN ／mm2 ）を付加し、試験片を摩擦速度20mm/sで引き抜いたときの引抜力を求め、摩擦係数を算出した。摩擦係数μは、μ＝（引抜力）／（２×面圧）から計算した。
（６）形状凍結性
各冷延焼鈍板から、板厚ｔmm×幅100mm ×長さ300mm の試験片を採取した。これら試験片を板押さえ付きハット曲げ金型で、図１に示す開口部長さＷ（＝100mm ）のハット型断面形状の成形部品（点線）をプレス成形した。プレス成形後、金型からはずしたのちに、開口部長さの変化量ΔＷを測定した。このΔＷと鋼板の引張強さの比、ΔＷ／TSを形状凍結性の指数とした。
【００４３】
なお、鋳片（スラブ）について、表面状態を鋳片全長について観察し、表面割れの有無を調査した。また、各鋳片からJIS G 0567の規定に準拠したII-6形試験片を採取し、試験温度：900 ℃で高温引張を実施し、絞り値を求めた。
得られた結果を表３に示す。
【００４４】
【表１】
0004552314.tif 000002
【００４５】
【表２】
0004552314.tif 000003
【００４６】
【表３】
0004552314.tif 000004
【００４７】
本発明例は、いずれも高温での絞り値が高く鋳片の表面割れが無いうえ、30％以上の伸びElと、24GPa ％以上の優れた強度−伸びバランス（TS×El) と、さらには40GPa ％以上の優れた強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）を示し、優れた伸びフランジ性を有している。また、本発明例は、摩擦係数が0.12以下と低く優れた摺動性を有し、また、ΔＷ／TSも低くプレス成形後のスプリングバックも少なく形状凍結性に優れ、さらに優れたスポット溶接性を有している。
【００４８】
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、強度−伸びバランス（TS×El) 、強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）のうちのいずれかまたは両方が低下し、さらには延性、伸びフランジ性のうちのいずれかまたは両方が低下しており、また、摺動性、形状凍結性も低下している。
【００４９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、連続鋳造時にスラブ横割れや縦割れを防止できるうえ、優れた延性を有し、さらに優れた伸びフランジ性、摺動性、形状凍結性を有し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な、プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板を、安価にしかも安定的に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【００５０】
また本発明鋼板は、強度−伸びバランス（TS×El）、強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）も良好であり、自動車部品用として、自動車の軽量化、低燃費化に寄与すること大であり、ひいては地球環境の改善に大きく貢献することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】形状凍結性を評価するための試験片のプレス加工形状と、プレス加工し金型から取りはずしたのちの形状を模式的に示す説明図である。
【図２】摺動性試験を模式的に示す説明図である。
【図１】
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【図２】
0004552314.tif 000006