(57)【要約】【課題】成形性に優れた高強度冷延鋼板、及びその製造方法を提供する。【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０％超３．０％以下、Ｍｎ：５．０〜９．０％、Ｐ：０％超０．１００％位下、Ｓ：０％超０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜３．０％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．８〜３．０％、Ｎ：０％超０．０１００％以下をそれぞれ含み、残部が鉄及び不可避的不純物であり、金属組織が、面積率で、フェライト：４０％以上８０％未満、マルテンサイト：２５％未満、残留オーステナイト：２０％以上、残部：１０％未満からなり、上記フェライト中の小傾角粒界密度が１．０〜２．４μｍ／μｍ２であり、上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．５μｍ以下で、かつ、上記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が９．０質量％超である高強度冷延鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超３．０質量％以下、
Ｍｎ：５．０質量％以上９．０質量％以下、
Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ａｌ：０．００１質量％以上３．０質量％以下、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．８質量％以上３．０質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．０１００質量％以下、並びに
残部：鉄及び不可避的不純物、
である成分組成を有し、
フェライト：４０面積％以上８０面積％未満、
マルテンサイト：２５面積％未満、
残留オーステナイト：２０面積％以上、並びに
残部：１０面積％未満
の金属組織を有し、
上記フェライト中の小傾角粒界密度が１．０μｍ／μｍ２以上２．４μｍ／μｍ２以下であり、
上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．５μｍ以下であり、かつ、
上記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が９．０質量％超であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
【請求項２】
Ｃｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、
Ｍｏ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、
Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、
Ｎｉ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、及び
Ｂ：０．００００１質量％以上０．０２質量％以下
からなる群より選択される１種又は２種以上をさらに含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項３】
Ｃａ：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下、
Ｍｇ：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下、及び
ＲＥＭ：０．０００１質量％以上０．０１質量％以下
からなる群より選択される１種又は２種以上をさらに含有する請求項１又は請求項２に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
Ｃ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超３．０質量％以下、
Ｍｎ：５．０質量％以上９．０質量％以下、
Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ａｌ：０．００１質量％以上３．０質量％以下、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．８質量％以上３．０質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．０１００質量％以下、並びに
残部：鉄及び不可避的不純物、
である成分組成を有する鋼材を熱間圧延する工程と、
上記熱間圧延工程後の鋼板を室温まで冷却する第１工程と、
上記第１冷却工程後の鋼材を温度４００℃以上Ａｃ１未満、保持時間０．５時間以上７２時間以下の条件下で焼鈍する工程と、
上記焼鈍工程後の鋼材を２５％以上８０％以下の圧下率で冷間圧延する工程と、
上記冷間圧延工程後の鋼材を３．０℃／秒以上の平均速度で昇温する工程と、
上記昇温工程後の鋼板を第１保持温度［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０］℃以上［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋１０］℃以下、第１保持時間０秒以上３００秒以下の条件下で均熱する第１工程と、
上記第１均熱工程後の鋼材を第１保持温度から１．０℃／秒以上の平均速度で冷却する第２工程と、
上記第２冷却工程後の鋼板を第２保持温度［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０］℃以上［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−５０］℃以下、第２保持時間１２０秒以上６００秒以下の条件下で均熱する第２工程と、
上記第２均熱工程後の鋼板を冷却する第３工程とを備えることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部品等に用いられる成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用部品に供される鋼板には、軽量化による燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化と部品強度の確保を両立するために鋼板の高強度化が要求されている。そのため、鋼板の引張強度（ＴＳ）を１１８０ＭＰａ以上に高強度化することが求められている。
【０００３】
さらに、衝突安全性を考慮した場合、鋼板の降伏強度（ＹＳ）を高めることも要求されており、具体的にはＹＳが９００ＭＰａ以上の鋼板が求められている。
【０００４】
また、鋼板には形状の複雑な部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。このため、ＴＳ１１８０ＭＰａ以上で、かつ、ＹＳ９００ＭＰａ以上の強度において、全伸び（ＥＬ）が良好なものが要望されており、具体的にはＴＳとＥＬとの積（ＴＳ×ＥＬ）が３００００ＭＰａ％以上のものが切望されている。
【０００５】
また、自動車用部品として使用される鋼板は、一般的にシャー切断機でブランク状に切断された後に種々の形状に成形加工されるが、特に高強度鋼板においては曲げ加工時にクラック発生を抑制することが求められる。
【０００６】
具体的にはクラックが生じる曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除したＲ／ｔが１．５以下の良好な曲げ性が求められているが、一般に高強度化にともない鋼板のＲ／ｔは低下し、特に高強度鋼においては曲げ成形時にシャー切断面が破壊の起点となりクラックが発生することが多い。このため、シャー切断面のままで曲げ加工を行った際に、シャー切断面からのクラック発生を抑制しうる、Ｒ／ｔが１．５以下の良好な曲げ性発現が求められていた。
【０００７】
ＴＳ×ＥＬが３００００ＭＰａ％以上の高強度と高成形性とを両立させるためには鋼板組織中に多量の残留オーステナイトを導入し、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイト変態することによる変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）効果を活用することが有効であることが知られている。
【０００８】
例えば特許文献１には、鋼板組織として、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１５％以上９０％以下、残留オーステナイト量が１０％以上５０％以下、該マルテンサイトのうち５０％以上が焼き戻しマルテンサイトであり且つ該焼戻しマルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以下（０％を含む）を満足し、引張強さが１４７０ＭＰａ以上、引張強さ×全伸びが２９０００ＭＰａ％以上であることを特徴とする高強度鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、シャー切断面起点の破壊を抑制するための組織制御を行っていないため、実部品成形時にはシャー切断面起点の破壊が生じることが想定される。
【０００９】
また、特許文献２には、ＴＳ１１８０ＭＰａ以上において良好なＥＬを有し、ＴＳ×ＥＬに優れた鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、フェライトの組織分率を規定しているのみで、フェライトを強化するための組織制御を行っていないため、ＹＳ９００ＭＰａ以上の高ＹＳを発現させることは困難と想定される。
【００１０】
また、特許文献３には、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、２４０００ＭＰａ％以上のＴＳ×ＥＬを有し、さらに、Ｒ／ｔ≦１．５の良好な曲げ性も併せ持つ高強度鋼板及びその製造方法が開示されている。しかしながら、この鋼板もフェライト強化の組織制御を行っていないため、ＹＳ９００ＭＰａ以上の高ＹＳ化と、シャー切断面のままでＲ／ｔ≦１．５を達成することは困難と想定される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２０１１−１８４７５６号公報
【特許文献２】特開２０１２−２３７０５４号公報
【特許文献３】特開２０１３−７６１６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
そこで本発明の目的は、上記要望レベル、すなわち、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上、降伏強度（ＹＳ）が９００ＭＰａ以上、ＴＳ×全伸び（ＥＬ）が３００００ＭＰａ％以上で、かつ、シャー切断面のままでＲ／ｔが１．５以下を満足しうる、成形性に優れた高強度冷延鋼板、及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明の高強度冷延鋼板は、
Ｃ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超３．０質量％以下、
Ｍｎ：５．０質量％以上９．０質量％以下、
Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ａｌ：０．００１質量％以上３．０質量％以下、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．８質量％以上３．０質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．０１００質量％以下、並びに
残部：鉄及び不可避的不純物、
である成分組成を有し、
フェライト：４０面積％以上８０面積％未満、
マルテンサイト：２５面積％未満、
残留オーステナイト：２０面積％以上、並びに
残部：１０面積％未満
の金属組織を有し、
上記フェライト中の小傾角粒界密度が１．０μｍ／μｍ２以上２．４μｍ／μｍ２以下であり、
上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．５μｍ以下であり、かつ、
上記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が９．０質量％超であることを特徴とする。
【００１４】
本発明の高強度冷延鋼板は、
Ｃｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、
Ｍｏ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、
Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、
Ｎｉ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、及び
Ｂ：０．００００１質量％以上０．０２質量％以下
からなる群より選択される１種又は２種以上をさらに含有することが好ましい。
【００１５】
本発明の高強度冷延鋼板は、
Ｃａ：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下、
Ｍｇ：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下、及び
ＲＥＭ：０．０００１質量％以上０．０１質量％以下
からなる群より選択される１種又は２種以上をさらに含有することが好ましい。
【００１６】
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、
Ｃ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超３．０質量％以下、
Ｍｎ：５．０質量％以上９．０質量％以下、
Ｐ：０質量％超０．１００質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ａｌ：０．００１質量％以上３．０質量％以下、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．８質量％以上３．０質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．０１００質量％以下、並びに
残部：鉄及び不可避的不純物、
である成分組成を有する鋼材を熱間圧延する工程と、
上記熱間圧延工程後の鋼板を室温まで冷却する第１工程と、
上記第１冷却工程後の鋼材を温度４００℃以上Ａｃ１未満、保持時間０．５時間以上７２時間以下の条件下で焼鈍する工程と、
上記焼鈍工程後の鋼材を２５％以上８０％以下の圧下率で冷間圧延する工程と、
上記冷間圧延工程後の鋼材を３．０℃／秒以上の平均速度で昇温する工程と、
上記昇温工程後の鋼板を第１保持温度［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０］℃以上［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋１０］℃以下、第１保持時間０秒以上３００秒以下の条件下で均熱する第１工程と、
上記第１均熱工程後の鋼材を第１保持温度から１．０℃／秒以上の平均速度で冷却する第２工程と、
上記第２冷却工程後の鋼板を第２保持温度［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０］℃以上［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−５０］℃以下、第２保持時間１２０秒以上６００秒以下の条件下で均熱する第２工程と、
上記第２均熱工程後の鋼板を冷却する第３工程とを備えることを特徴とする。
【００１７】
ここで、上記本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法におけるＡｃ１及びＡｃ３は、それぞれオーステナイトへの生成が始まる温度、フェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度として、上記冷延板を用いて昇温速度３．０℃／秒の条件下で昇温試験を行い、オーステナイト生成に伴う収縮を測定することで実験的に求められる温度をいう。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、硬質なマルテンサイトの導入量を制限しつつ、高強度化したフェライトを母相とし、かつ、残留オーステナイトについて、その分率を極限まで高めつつ、その結晶粒度とＭｎ濃度を適正範囲に制御したことで、所望の高レベルのＴＳ、ＹＳ及びＴＳ×ＥＬ、並びにシャー切断面のままで良好なＲ／ｔを兼備する、成形性に優れた高強度冷延鋼板、及びその製造方法を提供できる。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、高強度冷延鋼板に、所望の高ＹＳ、ＴＳ×ＥＬ、及びシャー切断面のままで良好なＲ／ｔを兼備させるには、硬質なマルテンサイトの導入量を制限しつつ、高強度化したフェライトを母相とし、かつ、残留オーステナイトについて、その分率を極限まで高めつつ、その結晶粒度と加工誘起マルテンサイト変態しやすさまでをも制御することが有効であることを見出した。
【００２０】
すなわち、冷間圧延された冷延板中のフェライトを、焼鈍工程における再結晶による軟化を抑制して、高強度と適度な延性を有する回復組織化することで、フェライトが母相であっても、ＹＳが９００ＭＰａ以上で、かつ、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度化が実現できる。また、軟質相であるフェライトを高強度化することによって、変形により加工誘起変態し硬質マルテンサイト化する残留オーステナイトとのミクロ組織内における強度の均一性が向上し、破壊の起点が分散化され、また、クラックの軟質相／硬質相間の進展を抑制でき、シャー切断面のままでも曲げ成形時におけるクラックの発生を抑制できる。フェライトの回復組織化及び再結晶化の度合いはフェライト中の小傾角粒界密度で表せられ、小傾角粒界密度を適切に制御することでフェライトの高強度化を実現できる。
【００２１】
さらに、残留オーステナイトを微細化し、その微細な残留オーステナイトを分散化することで、加工誘起マルテンサイト変態後の硬質マルテンサイトを微細分散させることができ、特にシャー切断機による切断時の破壊の起点が分散化され、また、クラックの軟質相／硬質相間の進展を抑制でき、シャー切断面のままでも曲げ成形時におけるクラックの発生を抑制できる。
【００２２】
残留オーステナイトの変態誘起塑性を活用したＴＳ×ＥＬ向上効果は、特に変形初期における残留オーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態を適度に抑制し、変形中期〜後期において多量に変態させることで最大化されることが知られている。
【００２３】
本冷延鋼板では、フェライトの回復組織化による高強度化により、変形初期におけるフェライトへの歪の集中が緩和され、残留オーステナイトにも歪が入りやすいため、ＴＳ×ＥＬを最大化させるためには特に残留オーステナイトを従来以上に安定化させることが重要である。
【００２４】
残留オーステナイトの安定化のためには特にＣとＭｎを濃化させることが有効であるが、本冷延鋼板では過度なマルテンサイトの導入を抑制するためＣ添加量を制限しており、Ｃ濃化の他に、Ｍｎの残留オーステナイトへの濃化が極めて重要となる。
【００２５】
本発明者らは、上記知見に基づきさらに検討を進めた結果本発明を完成するに至った。
【００２６】
以下、まず本発明に係る高強度冷延鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）を特徴づける金属組織について説明する。
【００２７】
〔本発明鋼板の金属組織〕
本発明鋼板は、フェライト：４０面積％以上８０面積％未満、マルテンサイト：２５面積％未満、残留オーステナイト：２０面積％以上、並びに残部：１０面積％未満の金属組織を有し、上記フェライト中の小傾角粒界密度が１．０μｍ／μｍ２以上２．４μｍ／μｍ２以下であり、上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．５μｍ以下であり、かつ、上記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が９．０質量％超であることを特徴とする。
【００２８】
＜フェライト：４０面積％以上８０面積％未満＞
本発明鋼板は、フェライトを主相とし、高強度と延性を併せ持つ回復組織化することで、残留オーステナイトの変態誘起塑性と併せて所望の機械的特性を得る。本発明鋼板は、金属組織におけるフェライトの面積率が４０％未満では、母相の延性が不足するだけでなく、オーステナイト中に濃化するＭｎ濃度も低下するためＥＬが低下する。一方、金属組織におけるフェライトが８０面積％以上ではＴＳが確保できない。金属組織におけるフェライトの好ましい下限は４５面積％であり、好ましい上限は７５面積％である。
【００２９】
＜マルテンサイト：２５面積％未満＞
本発明鋼板は、マルテンサイトが２５面積％以上金属組織中に含まれると、ＥＬが低下することに加え、シャー切断面でマルテンサイトを起点とする破壊が生じ、曲げ性が低下する。金属組織におけるマルテンサイトの上限は、好ましくは２２面積％であり、さらに好ましくは２０面積％である。なお、本発明における「マルテンサイト」は、「焼入れのままのマルテンサイト」と「焼戻しマルテンサイト」の両方を合わせたものを意味するものとする。
【００３０】
＜残留オーステナイト：２０面積％以上＞
母相であるフェライトの他に、第２相として残留オーステナイトを導入する。残留オーステナイトは加工誘起マルテンサイト変態することでＴＳ、ＥＬ、さらには曲げ性をも高める効果を有する。良好な機械的特性を得るには残留オーステナイトを２０面積％以上％以上導入する必要がある。金属組織における残留オーステナイトの下限は、好ましくは２５面積％であり、より好ましくは面積３０％である。
【００３１】
＜残部：１０面積％未満＞
本発明鋼板は、上記フェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイト以外の残部組織として、合計で１０面積％未満のパーライト、ベイナイト及びセメンタイトを含有しても本発明の効果は得られるが、これらの組織はＥＬを低下させるため、金属組織における残部組織の合計の上限は好ましくは５面積％である。
【００３２】
＜フェライト中の小傾角粒界密度：１．０μｍ／μｍ２以上２．４μｍ／μｍ２以下＞
本発明鋼板は、フェライト中に１．０μｍ／μｍ２以上２．４μｍ／μｍ２の密度で小傾角粒界が導入された回復組織とすることで、優先的に降伏するフェライトを高強度化し、高ＹＳ化する。また、この回復組織は、高ＴＳ化にも寄与する一方、適度な延性を有しているためＥＬを低下させない。さらに、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイト変態し硬質組織化した際に、フェライトが高強度化されているため、ミクロ組織内における強度の均一性が向上し、破壊の起点が分散化され、また、クラックの軟質相／硬質相間の進展を抑制でき、シャー切断面のままでも曲げ成形時におけるクラックの発生を抑制できる。フェライト中の小傾角粒界密度が１．０μｍ／μｍ２未満では、フェライトの再結晶が進行しており、ＹＳ、ＴＳ、曲げ性が低下する。一方、フェライト中の小傾角粒界密度が２．４μｍ／μｍ２超ではフェライトの回復が十分に進行しておらず、加工されたフェライトが残存しておりＥＬが低下する。フェライト中の小傾角粒界密度の好ましい下限は１．１μｍ／μｍ２であり、好ましい上限は２．２μｍ／μｍ２である。
【００３３】
＜残留オーステナイトの平均結晶粒径：１．５μｍ以下＞
残留オーステナイトの平均結晶粒径を１．５μｍ以下とし、微細分散させておくことで、シャー切断面におけるクラック発生を抑制し、曲げ性を改善する。残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．５μｍ超ではシャー切断機による切断時に一部残留オーステナイトが粗大なマルテンサイトへと変態し、クラックを発生させる。残留オーステナイトの平均結晶粒径の上限は、好ましくは１．４μｍであり、より好ましくは１．３μｍである。
【００３４】
＜残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度：９．０質量％超＞
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度を９．０質量％超とすることで残留オーステナイトの変形に対する安定度を高め、変形初期の加工誘起マルテンサイト変態を適度に抑制し、変形中期〜後期において多量に変態させることでＴＳ×ＥＬを向上させる。残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が９．０質量％以下ではＴＳ×ＥＬが低下する。残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度の下限は、好ましくは９．５質量％であり、より好ましくは１０．０質量％である。
【００３５】
以下、上記金属組織の評価方法について説明する。
【００３６】
〔残留オーステナイトの面積率とその平均結晶粒径、及び残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度〕
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、ピクラール液で腐食して金属組織を顕出させた後、鋼板全体の組織を代表するものとして、板厚／４の領域を対象に、ショットキー電界放出型走査電子顕微鏡（以下、ＦＥ−ＳＥＭ）にて概略１０μｍ×１２μｍ領域１０視野について倍率１００００倍の像を撮影する。特に腐食されて黒いコントラストで観察される領域を残留オーステナイトとして画像解析ソフトを用いて、その面積率と、各粒の面積から円相当径に換算した平均結晶粒径とを視野ごとにそれぞれ算出し、１０視野分の平均値を残留オーステナイトの面積率とその平均結晶粒径とする。また、１０視野撮影時に各視野においてＦＥ−ＳＥＭを用いたエネルギー分散Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によって残留オーステナイト粒１個のＭｎ濃度（質量％）を測定し、各視野計１０測定点を平均して残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）を算出する。
【００３７】
〔フェライト、マルテンサイト及び残部組織の各面積率〕
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭにて概略１０μｍ×１２μｍ領域１０視野について倍率１００００倍の像を撮影し、ベイナイトやパーライト等の残部組織が含まれる場合は残留オーステナイトの面積率と同様にして残部組織の合計面積率を求める。一方、鋼の焼鈍組織のままではフェライトと焼き入れのままのマルテンサイトとの区別が困難であるため、組織分率に変化がなく焼き入れのままのマルテンサイト中にセメンタイト析出のみが生じる温度域（例えば３００℃で３０分保持）で焼き戻しを行い、その鋼を３％ナイタール液で腐食し同様に組織観察を行い、フェライト（黒い領域）とマルテンサイト（炭化物が析出している領域）の比率を算出する。１００−（残留オーステナイトの面積率＋残部組織の合計面積率）にフェライトの比率を掛けて金属組織におけるフェライトの面積率（％）とする。１００−（残留オーステナイトの面積率＋残部組織の合計面積率）にマルテンサイトの比率を掛けて金属組織におけるマルテンサイトの面積率（％）とする。
【００３８】
〔フェライト中の小傾角粒界密度〕
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭを用いた電子後方散乱回折像法（ＥＢＳＤ）にて概略２０μｍ×２０μｍ領域の視野についてステップ間隔０．０５μｍにて測定し、解析ソフトにてフェライトの領域に限定して小傾角粒界の総長さを算出し、フェライト領域の面積で割ることでフェライト中の小傾角粒界密度（μｍ／μｍ２）を算出する。なお、小傾角粒界は、隣接する測定点間の結晶方位回転が１°以上１５°未満の領域と定義する。また、ＥＢＳＤの測定原理上、フェライト領域にマルテンサイトが含まれる場合があるが、本発明におけるマルテンサイトの面積率はフェライトの面積率に対して十分に小さいため、フェライト中の小傾角粒界密度の算出に際して特に区別せずとも、フェライトの回復組織化を示す指標となる。
【００３９】
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。
【００４０】
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ（炭素）：０．０５質量％以上０．２５質量％以下
ＣはＭｎとともにオーステナイト安定化元素として残留オーステナイト分率の増加及び残留オーステナイトの加工に対する安定性向上に寄与する。このような作用を有効に発揮させるためにはＣは０．０５質量％以上含有する必要がある。ただし、Ｃ含有量が０．２５％超では最終焼鈍で硬質なマルテンサイトが過度に生成してしまうほか、溶接性を悪化させるという問題も生じる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１０質量％であり、好ましい上限は０．２０質量％である。
【００４１】
Ｓｉ（ケイ素）：０質量％超３．０質量％以下
Ｓｉはフェライトの固溶強化元素として有用であり、ＥＬの低下を最小限としつつ高ＹＳ化、高ＴＳ化に寄与する。過度に添加すると局部延性が低下し、特にシャー切断面におけるクラック生成を促進させ曲げ性を低下させるため、Ｓｉ含有量の上限を３．０質量％とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０５質量％であり、より好ましくは０．１質量％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．５質量％であり、より好ましくは０．５質量％である。
【００４２】
Ｍｎ（マンガン）：５．０質量％以上９．０質量％以下
Ｍｎはオーステナイト安定化元素として残留オーステナイト分率の増加及び残留オーステナイトの加工に対する安定性向上に寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには５．０質量％以上含む必要がある。ただし、９．０質量％超ではフェライトの回復が抑制され、加工の影響を受けた延性に乏しい組織が残留してしまう。Ｍｎ含有量の好ましい下限は６．０質量％であり、好ましい上限は８．５質量％である。
【００４３】
Ｐ（リン）：０質量％超０．１００質量％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、０．１００質量％を超えて含まれるとＥＬが劣化する。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３質量％である。
【００４４】
Ｓ（硫黄）：０質量％超０．０１０質量％以下
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となってＥＬを低下させる元素である。このため、Ｓ含有量の上限は、０．０１０質量％であり、好ましくは０．００５質量％に制限する。
【００４５】
Ａｌ（アルミニウム）：０．００１質量％以上３．０質量％以下
Ａｌは脱酸材として用いられるものであるが、その含有量が０．００１質量％未満では鋼の清浄作用が十分に得られず、一方、Ａｌ含有量が３．０質量％を超えると鋼を脆化させ、鋳造時の鋼片割れを引き起こす。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．５質量％であり、より好ましくは０．８質量％であり、Ａｌ含有量の上限は、好ましくは２．８質量％であり、より好ましくは２．５質量％である。
【００４６】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．８質量％以上３．０質量％以下
Ｓｉ及び／又はＡｌを含むことでフェライト−オーステナイト２相域が高温側へ拡大し、最適オーステナイト分率が得られる２相域温度が高温化しているため、第１均熱段階にて高温で均熱した際にオーステナイトの分率が制御されると同時にフェライトの回復組織化が促進される。また、続けて第２均熱段階にて低温で均熱した際にオーステナイト中に濃化するＭｎ量を増加させる。Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（以下、「Ｓｉ＋Ａｌ合計含有量」ともいう）が０．８質量％未満では、最適オーステナイト分率が得られる２相域温度が低すぎるため、フェライトが十分に回復しないことに加え、残留オーステナイト中のＭｎ濃度も低下する。一方、Ｓｉ＋Ａｌ合計含有量が３．０質量％を超えると鋼を脆化させるため、曲げ性を低下させ、鋳造時の鋼片割れを引き起こす。Ｓｉ＋Ａｌ合計含有量の下限は、好ましくは０．９質量％であり、より好ましくは１．０質量％であり、Ｓｉ＋Ａｌ合計含有量の上限は、好ましくは２．９質量％であり、より好ましくは２．８質量％である。
【００４７】
Ｎ（窒素）：０質量％超０．０１００質量％以下
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びを低下させるうえ、Ａｌと結合し粗大な窒化物として析出するため、シャー切断面での破壊を引き起こす。したがって、Ｎの含有量はできるだけ低い方が望ましく、その上限は０．０１００質量％であり、好ましくは０．００６質量％以下に制限する。
【００４８】
本発明鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
【００４９】
Ｃｒ（クロム）：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、
Ｍｏ（モリブデン）：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、
Ｃｕ（銅）：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、
Ｎｉ（ニッケル）：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、及び
Ｂ：０．００００１質量％以上０．０２質量％以下
からなる群より選択される１の１種又は２種以上
これらの元素は、鋼の強化元素として有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉはそれぞれ０．０１質量％以上（より好ましくは０．０５質量％以上）、Ｂは０．００００１質量％以上（より好ましくは０．０００１質量％以上）含有させることが推奨される。ただし、これらの元素は過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉはそれぞれ０．２０質量％以下（より好ましくは０．１５質量％以下）、Ｂは０．０２質量％以下（より好ましくは０．０１質量％以下、さらに好ましくは０．００６質量％以下）に制限することが推奨される。
【００５０】
Ｃａ（カルシウム）：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下、
Ｍｇ（マグネシウム）：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下、及び
ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１質量％以上０．０１質量％以下
からなる群より選択される１種又は２種以上
また、これらの元素は、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ＲＥＭとしては、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、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ためには、Ｃａ及びＭｇはそれぞれ０．０００５質量％以上（より好ましくは０．００１質量％以上）、ＲＥＭは０．０００１質量％以上（より好ましくは０．０００２質量％以上）含有させることが推奨される。ただし、これらの元素は過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、それぞれ０．０１質量％以下（より好ましくはＣａ及びＭｇは０．００３質量％以下、ＲＥＭは０．００６質量％以下）に制限することが推奨される。
【００５１】
残部
本発明鋼板は、上述した各元素以外にＦｅ（鉄）及び不可避的不純物を残部として含有する。この不可避的不純物としては、例えばＳｎ（スズ）、Ａｓ（砒素）、Ｐｂ（鉛）等が挙げられる。
【００５２】
〔本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法〕
本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、熱間圧延工程、第１冷却工程、焼鈍工程、冷間圧延工程、昇温工程、第１均熱工程、第２冷却工程、第２均熱工程及び第３冷却工程を備える。以下、各工程について説明する。
【００５３】
＜熱間圧延工程＞
本工程では、上記成分組成を有する鋼材を熱間圧延する。熱間圧延条件は特に限定されない。例えば、鋳造したスラブ等の鋼材を直接加熱炉に装入して、又は一旦室温まで冷却した後に加熱炉に装入して均熱し、熱間圧延する。
【００５４】
＜第１冷却工程＞
本工程では、上記熱間圧延工程後の鋼板を室温まで冷却する。冷却条件は特に限定されないが、例えば、熱間圧延工程後の鋼板を巻取りして冷却し、熱延コイル（熱延板）とする。
【００５５】
通常の熱間圧延条件及び室温冷却条件では、本発明鋼板の成分組成系においては、熱延板は均一なマルテンサイト組織となる。
【００５６】
＜焼鈍工程＞
本工程では、上記第１冷却工程後の鋼材としての上記熱延板を温度４００℃以上Ａｃ１未満、保持時間０．５時間以上７２時間以下の条件下で焼鈍する。
上記熱延板を、後述する冷間圧延工程前に上記所定条件下で焼鈍して軟質化し、金属組織を再結晶フェライトと微細分散したセメンタイト組織とする。母相を再結晶フェライト化することで、冷間圧延にてフェライト中に多量の転位が導入され、後述する第１均熱工程及び第２均熱工程による２段階の均熱（以下、「最終焼鈍」ともいう）で高強度な回復組織が得られる。また、セメンタイトを微細分散させておくことで、最終焼鈍にて残留オーステナイトの平均粒径を微細化することができる。なお、焼鈍工程を施さない場合、最終焼鈍工程後に所望の組織が得られないばかりか、熱延板の強度が高すぎるため実質的に後述する冷間圧延工程が不可能となる。Ａｃ１以上で焼鈍した場合、粗大なオーステナイト粒が生成し、最終焼鈍工程後の組織にまで残存するため、残留オーステナイトが粗大化し所望の平均結晶粒径が得られない。一方、焼鈍の温度を４００℃未満とした場合や保持時間を０．５時間未満とした場合は、フェライトの再結晶が十分進行せず、実質的に冷間圧延工程が実施できなくなる。また、保持時間を７２時間超とした場合は、粗大なセメンタイトが低密度に分散し、最終焼鈍において残留オーステナイトが粗大化して所望の平均結晶粒径が得られなくなる。特に焼鈍の手段は特に問わないが、０．５時間以上７２時間以下という長時間均熱が必要なため、バッチ炉を用いておこなうことが好ましい。また、焼鈍工程前に酸洗を行っても構わない。焼鈍温度は、下限としては４２０℃が好ましく、４４０℃がより好ましく、上限としては、（Ａｃ１−１０）℃が好ましい。焼鈍温度の保持時間は、下限としては１時間が好ましく、３時間がより好ましく、上限としては６０時間が好ましく、５０時間がより好ましい。
【００５７】
＜冷間圧延工程＞
本工程では、上記焼鈍工程後の鋼材を２５％以上８０％以下の圧下率（以下、「冷延率」ともいう）で冷間圧延（以下、「冷延」ともいう）して冷延板を得る。
冷間圧延により焼鈍で生成させた再結晶フェライトに多量の転位を導入し、続く最終焼鈍で所望の小傾角粒界密度を有する回復組織化したフェライトを生成させる。冷延率が２５％未満の場合は、小傾角粒界密度が低下してＹＳ、ＴＳ、曲げ性が低下する。一方、冷延率が８０％を超える冷間圧延は実質的に困難である。冷延率は、下限としては３０％が好ましく、上限としては７５％が好ましく、７０％がより好ましい。
【００５８】
＜昇温工程＞
本工程では、上記冷間圧延工程後の鋼材を３．０℃／秒以上の平均速度で昇温する。
【００５９】
＜第１均熱工程＞
本工程では、上記昇温工程後の鋼板を第１保持温度［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０］℃以上［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋１０］℃以下、第１保持時間０秒以上３００秒以下の条件下で均熱する。
【００６０】
＜第２冷却工程＞
本工程では、上記第１均熱工程後の鋼材を第１保持温度から１．０℃／秒以上の平均速度で冷却する。
【００６１】
＜第２均熱工程＞
本工程では、上記第２冷却工程後の鋼板を第２保持温度［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０］℃以上［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−５０］℃以下、第２保持時間１２０秒以上６００秒以下の条件下で均熱する。
【００６２】
＜３．０℃／秒以上の平均速度で昇温＞
フェライトの再結晶を抑制し、フェライト中の小傾角粒界密度を確保するために３．０℃／秒以上の平均速度で昇温する。平均速度が３．０℃／秒未満ではフェライト中の小傾角粒界密度が低下し、ＹＳ、ＴＳ、曲げ性が低下する。平均速度の上限は特に限定されない。平均速度の下限としては、４．０℃／秒が好ましく、５．０℃／秒がより好ましい。
【００６３】
＜第１保持温度［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０］℃以上［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋１０］℃以下、第１保持時間０秒以上３００秒以下の条件下で均熱＞
第１均熱（１段目の均熱）工程をフェライト−オーステナイト２相域内で特に高温側で行うことで、微細分散させたセメンタイトを核にしてオーステナイトへの逆変態を進行させ、Ｃが濃化した微細分散したオーステナイト粒を得る。それと同時にフェライトを回復組織化させる。第１保持温度を［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０］℃未満とすると、生成するオーステナイト量が不足する結果、残留オーステナイト分率が低下し、また、フェライトの回復が不十分となるため、フェライト中の小傾角粒界密度が高くなり、ＴＳ、ＥＬが低下する。一方、第１保持温度を［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋１０］℃超とすると、生成するオーステナイト量が過剰となり、フェライト分率が低下し、また、オーステナイト中のＣ濃度が低下するため残留オーステナイト分率が低下しマルテンサイト分率が過剰となりＥＬ及び曲げ性が低下する。また、保持時間を３００秒超とすると、フェライトの再結晶が進行し、フェライト中の小傾角粒界密度が低下してＹＳ、ＴＳ、曲げ性が低下する。なお、第１保持時間が０秒とは、上記第１保持温度の下限（［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０］℃）に達した瞬間に次の低温での第２均熱（２段目の均熱）工程に移行することを意味する。また、均熱中は上記第１均熱保持温度の範囲内であれば温度の上下の変動があっても構わない。より好ましい保持時間の上限としては１８０秒である。
【００６４】
＜第１保持温度から１．０℃／秒以上の平均速度で冷却＞
第１保持温度から１．０℃／秒以上の平均速度で冷却することで、フェライトの再結晶進行を防止する。平均速度を１．０℃／秒未満とすると、フェライトの再結晶が進行し、フェライト中の小傾角粒界密度が低下してＹＳ、ＴＳ、曲げ性が低下する。
【００６５】
＜第２保持温度［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０］℃以上［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−５０］℃以下、第２保持時間１２０秒以上６００秒以下の条件下で均熱＞
第２均熱工程を第１均熱工程よりも低温で行うことによって、第１均熱工程で生成させたオーステナイト中のＭｎの高濃化を促進させ、残留オーステナイトの安定度を向上させる。
第２保持温度を［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０］℃未満若しくは［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−５０］℃超え、又は第２保持時間を１２０秒未満とすると、残留オーステナイト中のＭｎ濃度が低下し、ＥＬ、ＴＳ×ＥＬが低下する。第２保持時間の上限は、生産性の観点から６００秒とするのが望ましい。
【００６６】
＜第３冷却工程＞
本工程では、上記第２均熱工程後の鋼板を冷却する。最終冷却である第３冷却工程における冷却条件は、特に限定されないが、ガスジェット又は水冷で室温まで急冷してもよく、空冷による徐冷をおこなってもよく、途中で温度保持をしてもよい。
【００６７】
＜その他の工程＞
本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、上記第３冷却工程後に、上記工程以外のその他の工程をさらに備えていてもよい。その他の工程としては、メッキ処理工程、合金化工程、スキンパス圧延工程等が挙げられる。メッキ処理工程では、上記第３冷却工程で所定温度まで冷却した鋼板をメッキ浴に浸漬してもよく、上記第３冷却工程で過冷却後再加熱しメッキ浴に浸漬しメッキ鋼板としてもよい。合金化工程では、例えばメッキ処理工程後の鋼板を加熱して合金処理化を行い、メッキ合金化を行っても構わない。スキンパス圧延の条件は、特に限定されず、通常工程範囲の圧下率で行うことができる。
【００６８】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、上記、下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００６９】
本発明の適用性を確証するため、以下のようにしてラボ試験を実施した。まず、下記表１に示す成分組成を有する鋼材を溶製した。なお、Ａｃ１及びＡｃ３は、後述の冷延板を用いて昇温速度３．０℃／秒の条件下で昇温試験を行い、オーステナイト生成に伴う収縮を測定することで実験的に求めた。溶製した鋼材を熱間鍛造で板厚５０ｍｍのスラブに加工し、１２００℃にて３０分均熱後、１２ｍｍに粗圧延し、再び１２００℃にて３０分均熱後、熱間圧延にて板厚２．３ｍｍに仕上げ、水冷にて５００℃まで冷却後、５００℃に加熱された大気炉に装入し３０分保持後、炉冷し巻取によるコイル冷却を模擬した。その後、下記表２及び表３に示す条件下で軟質化焼鈍を大気炉にて行い、空冷後、酸洗にてスケールを除去し、同表２及び表３に示す圧下率にて冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延板を作製した。ただし、製造Ｎｏ．６については熱間圧延の仕上厚を４．０ｍｍとし、冷間圧延で１．４ｍｍの冷延板を作製した（圧下率６５％）。製造Ｎｏ．７については、２．３ｍｍに仕上げた熱延板について表裏面を等量減厚して１．７５ｍｍとし、冷間圧延で１．４ｍｍの冷延板を作製した（圧下率２０％）。２段階均熱工程の模擬は雰囲気制御熱処理シミュレータにて行った。製造Ｎｏ．１、４〜３４については、第２均熱工程後、２００℃までガスジェットで冷却した後空冷した。製造Ｎｏ．２及び３については、第２均熱工程後、４５０℃までガスジェットで冷却し、溶融亜鉛浴に浸漬し、その後、製造Ｎｏ．２では空冷し、一方、製造Ｎｏ．３ではさらに５２０℃へ加熱し１０秒保持する合金化処理を行った後空冷した。
【００７０】
【表１】
2017218672.tif 000002
【００７１】
表１中、網掛け部分は本発明の範囲外であることを示す。「−」は、対応する成分組成を含まないことを示す。
【００７２】
【表２】
2017218672.tif 000003
【００７３】
【表３】
2017218672.tif 000004
【００７４】
上記表２及び表３中、「ＧＪ」はガスジェットを示す。網掛け部分は、本発明の範囲外であることを示す。
【００７５】
上記空冷後の各鋼板について、下記方法により、各金属組織の面積率、残留オーステナイトの平均結晶粒径、及び残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度、並びにフェライト中の小傾角粒界密度を測定した。
【００７６】
〔残留オーステナイトの面積率とその平均結晶粒径、及び残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度〕
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、ピクラール液で腐食して金属組織を顕出させた後、板厚／４の領域を対象に、日本電子社製のＦＥ−ＳＥＭにて概略１０μｍ×１２μｍ領域１０視野について倍率１００００倍の像を撮影した。特に腐食されて黒いコントラストで観察される領域を残留オーステナイトとして画像解析ソフト（ＭＥＤＩＡ  ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製：ＩｍａｇｅＰｒｏ  Ｐｌｕｓ  ｖｅｒ．  ７．０）を用いて、その面積率と、各粒の面積から円相当径に換算した平均結晶粒径とを視野ごとにそれぞれ算出し、１０視野分の平均値を残留オーステナイトの面積率とその平均結晶粒径とした。また、１０視野撮影時に各視野においてＦＥ−ＳＥＭを用いたエネルギー分散Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によって残留オーステナイト粒１個のＭｎ濃度（質量％）を測定し、各視野計１０測定点を平均して残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）を算出した。
【００７７】
〔フェライト、マルテンサイト及び残部組織の各面積率〕
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭにて概略１０μｍ×１２μｍ領域１０視野について倍率１００００倍の像を撮影し、ベイナイトやパーライト等の残部組織が含まれる場合は残留オーステナイトの面積率と同様にして残部組織の合計面積率を求めた。一方、鋼板の焼鈍組織のままではフェライトと焼き入れのままのマルテンサイトとの区別が困難であるため、組織分率に変化がなく焼き入れのままのマルテンサイト中にセメンタイト析出のみが生じる温度域（例えば３００℃で３０分保持）で焼き戻しを行い、その鋼板を３％ナイタール液で腐食し同様に組織観察を行い、フェライト（黒い領域）とマルテンサイト（炭化物が析出している領域）の比率を算出した。１００−（残留オーステナイトの面積率＋残部組織の合計面積率）にフェライトの比率を掛けて金属組織におけるフェライトの面積率（％）とした。１００−（残留オーステナイトの面積率＋残部組織の合計面積率）にマルテンサイトの比率を掛けて金属組織におけるマルテンサイトの面積率（％）とした。
【００７８】
〔フェライト中の小傾角粒界密度〕
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭを用いたＥＢＳＤ（ＥＤＡＸ社製：ＯＩＭ  Ｄａｔａ  Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ）にて概略２０μｍ×２０μｍ領域の視野についてステップ間隔０．０５μｍにて測定し、解析ソフト（ＥＤＡＸ社製：ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ  ７）にてフェライトの領域に限定して小傾角粒界の総長さを算出し、フェライト領域の面積で割ることでフェライト中の小傾角粒界密度（μｍ／μｍ２）を算出した。なお、小傾角粒界は、隣接する測定点間の結晶方位回転が１°以上１５°未満の領域と定義した。また、ＥＢＳＤの測定原理上、フェライト領域にマルテンサイトが含まれる場合があるが、本発明におけるマルテンサイトの面積率はフェライトの面積率に対して十分に小さいため、フェライト中の小傾角粒界密度の算出に際して特に区別せずとも、フェライトの回復組織化を示す指標となる。
【００７９】
また、上記空冷後の各鋼板について、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬ、及び、シャー切断面のままで曲げ性Ｒ／ｔを測定した。なお、引張試験は、圧延方向と垂直な方向からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載のＪＩＳ５号試験片を採取してＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って実施し、ＹＳ、ＴＳ及びＥＬを測定した。また、曲げ試験は、曲げ稜線が圧延方向に垂直方向となるよう試験片をシャー切断機（クリアランス：０．１５ｍｍ）により採取し、シャー切断面を機械加工せずに残したまま、シャー切断面のせん断面側（シャー切断機の上刃側）が曲げ部外側（引張側）になるようにして９０°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ部外側を対象に実体顕微鏡でクラックの有無を調査した。クラックが発生しない最小の曲げ半径を限界曲げ半径（Ｒ）とし、そのＲを板厚ｔで除してＲ／ｔを求めた。
【００８０】
測定結果を下記表４及び表５に示す。これらの表において、鋼板の機械的特性について、ＹＳが９００ＭＰａ以上、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬが３００００ＭＰａ％以上、Ｒ／ｔが１．５以下を全て満たすものを合格として○で表示し、それ以外のものを不合格として×で表示した。
【００８１】
【表４】
2017218672.tif 000005
【００８２】
【表５】
2017218672.tif 000006
【００８３】
上記表４及び表５中、αはフェライトを示す。マルテンはマルテンサイトを示す。γＲは残留オーステナイトを示す。θはセメンタイトを示す。金属組織についての網掛け部分は、本発明の範囲外であることを示す。機械的特性についての網掛け部分については、十分な機械的特性が得られていないことを示す。
【００８４】
上記表４及び表５に示すように、製造Ｎｏ．１〜３、６、１１、１７、１８、２０、２１、２４、２５、２８〜３４の鋼板は、いずれも、本発明の成分組成の規定を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件下で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼板であり、評価が○であり、ＹＳ、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ、Ｒ／ｔは全て合格基準を満たしており、成形性に優れた高強度鋼板が得られることを確認できた。
【００８５】
これに対して、比較鋼板である製造Ｎｏ．４、５、７〜１０、１２〜１６、１９、２２、２３、２６、２７の鋼板は、評価が×であり、ＹＳ、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ、Ｒ／ｔの少なくともいずれかが劣っている。
【００８６】
例えば、製造Ｎｏ．４、５、７〜１０、１２〜１５の鋼板は、成分組成の要件は満たしているものの、製造条件のいずれかが推奨範囲を外れていることにより、本発明の金属組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、ＹＳ、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ、Ｒ／ｔの少なくともいずれかが劣っている。
【００８７】
例えば、製造Ｎｏ．４の鋼板は軟質化焼鈍温度が高すぎ、残留オーステナイトが粗大化し、Ｒ／ｔが劣っている。
【００８８】
また、製造Ｎｏ．５の鋼板は軟質化焼鈍の保持時間が長すぎ、残留オーステナイトが粗大化し、Ｒ／ｔが劣っている。
【００８９】
また、製造Ｎｏ．７の鋼板は、圧下率が低すぎ、フェライト中の小傾角粒界密度が不足し、ＹＳ、ＴＳ、Ｒ／ｔが劣っている。
【００９０】
また、製造Ｎｏ．８の鋼板は、冷延後の第１保持温度への平均速度が低すぎ、フェライト中の小傾角粒界密度が不足し、ＹＳ、ＴＳ、Ｒ／ｔが劣っている。
【００９１】
また、製造Ｎｏ．９の鋼板は、第１保持温度が低すぎ、フェライトが過剰になる一方で残留オーステナイトが不足するとともに、フェライト中の小傾角粒界密度が過大になり、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
【００９２】
一方、製造Ｎｏ．１０の鋼板は、第１保持温度が高すぎ、フェライトと残留オーステナイトが不足する一方でマルテンサイトが過剰になるとともに、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が不足し、ＴＳ×ＥＬ、Ｒ／ｔが劣っている。
【００９３】
また、製造Ｎｏ．１２の鋼板は、第１保持時間が長すぎ、フェライト中の小傾角粒界密度が不足し、ＹＳ、ＴＳ、Ｒ／ｔが劣っている。
【００９４】
また、製造Ｎｏ．１３の鋼板は、第２保持温度までの平均速度が低すぎ、フェライト中の小傾角粒界密度が不足し、ＹＳ、ＴＳ、Ｒ／ｔが劣っている。
【００９５】
また、製造Ｎｏ．１４の鋼板は、第２保持温度が低すぎ、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が不足し、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
【００９６】
一方、製造Ｎｏ．１５の鋼板は、第２保持温度が高すぎ、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が不足し、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
【００９７】
また、製造Ｎｏ．１６、１９、２２、２３、２６、２７の鋼板は、本発明の成分のいずれかが規定範囲を外れており、それに伴い、製造Ｎｏ．２２の鋼板を除いて、本発明の組織を規定する要件も少なくとも一つを満たさず、ＹＳ、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ、Ｒ／ｔの少なくともいずれかが劣っている。
【００９８】
例えば、製造Ｎｏ．１６（鋼種Ｂ）の鋼板は、Ｃ含有量が低すぎ、残留オーステナイトが不足し、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
【００９９】
一方、製造Ｎｏ．１９（鋼種Ｅ）の鋼板は、Ｃ含有量が高すぎ、フェライトが不足する一方でマルテンサイトが過剰になるとともに、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が不足し、ＴＳ×ＥＬ、Ｒ／ｔが劣っている。
【０１００】
また、製造Ｎｏ．２２（鋼種Ｈ）の鋼板は、Ｓｉ含有量及びＳｉ＋Ａｌ合計含有量がともに高すぎ、ＴＳ×ＥＬ、Ｒ／ｔが劣っている。
【０１０１】
また、製造Ｎｏ．２３（鋼種Ｉ）の鋼板は、Ｍｎ含有量が低すぎ、残留オーステナイトが不足するとともに、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度も不足し、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬが劣っている。
【０１０２】
一方、製造Ｎｏ．２６（鋼種Ｌ）の鋼板は、Ｍｎ含有量が高すぎ、フェライト中の小傾角粒界密度が過大になり、ＴＳ×ＥＬ、Ｒ／ｔが劣っている。
【０１０３】
また、製造Ｎｏ．２７（鋼種Ｍ）の鋼板は、Ｓｉ＋Ａｌ合計含有量が低すぎ、フェライト中の小傾角粒界密度が過大になるとともに、残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度が不足し、ＴＳ×ＥＬ、Ｒ／ｔが劣っている。
【０１０４】
以上の結果、本発明の適用性が確認できた。