(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．４〜２．２％、
Ｍｎ：１．５２〜２．４％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、さらに％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織はフェライトマトリックス中にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトが微細分散しており、その金属組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が合計で６％以上で、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉの添加量を％Ｔｉとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８）であることを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．４〜２．２％、
Ｍｎ：１．５２〜２．４％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００６％以下
とさらにＮｂ、Ｍｏの１種以上を合計で０．００５〜０．１％含有し、さらに％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織はフェライトマトリックス中にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトが微細分散しており、その金属組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が合計で６％以上で、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）であることを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｂ：０．００１０〜０．００３％
を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板にめっきを施したことを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載の化学成分からなる組成のスラブに％ＳｉをＳｉ含有量とした時、仕上出側温度を（９００＋５０×％Ｓｉ）℃以下とする熱間圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した冷延板を７００〜９００℃のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で１０秒〜５分焼鈍し、７００℃から５００℃までの間の平均冷却速度を１〜１２０℃／秒として２５０〜５００℃に冷却し、その冷却温度域に３０秒〜１０分保持してから常温まで冷却して、フェライトマトリックス中にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを微細分散させた金属組織とし、その金属組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が合計で６％以上で、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）とすることを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の化学成分からなる組成のスラブに％ＳｉをＳｉ含有量とした時、仕上出側温度を（９００＋５０×％Ｓｉ）℃以下とする熱間圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した冷延板を７００〜９００℃のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で１０秒〜５分焼鈍し、７００℃から５００℃までの間の平均冷却速度を１〜１２０℃／秒として２５０〜５００℃に冷却し、再加熱した後２５０〜６００℃の範囲の温度域に３０秒〜１０分保持してから常温まで冷却して、フェライトマトリックス中にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを微細分散させた金属組織とし、その金属組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が合計で６％以上で、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）とすることを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項５または請求項６に引き続き、さらに、めっきを行なうことを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は穴拡げ性に優れた低降伏比高強度鋼板およびめっき鋼板とその製造方法に関わるものである。本発明が係わる高強度鋼板とは、自動車部品、家庭電気製品、建築などの用途にプレス加工をして使用されるものであり、防錆の改善のために溶融亜鉛めっきや電気亜鉛めっきを施したり、さらにそのいっそうの改善を図るために金属酸化物皮膜、有機皮膜を表面処理した鋼板やプレス成形性の改善のために上層に鉄めっきを施した鋼板を含む。
【０００２】
【従来の技術】
自動車車体には衝突時に乗員を保護するような機能の確保がＣＯ2をはじめとした排出ガスの低減を燃費向上により実現するような軽量化とともに要求されている。これに呼応し、プレス加工性を悪化させずに鋼板を高強度化する強化機構として一般に考えられている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。さらに近年では登録特許第２０１７３２０号公報や登録特許第２５４５３１６号公報にあるように残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用し、引張試験における伸びの改善を試みた鋼板が開発されているが、プレス加工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と言われる剪断端面の延性の良否にも大きく依存するため、穴拡げ性が必ずしも良好ではないかかる高強度鋼板の使用は限定された範囲にとどまっている。
【０００３】
鋼板の穴拡げ性を改善する手法としては、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。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。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が、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、プレス加工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。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトをフェライトマトリクス中に微細分散させ、プレス加工性を改善しようとした複合組織高強度鋼板において、低降伏比を確保しながら、伸びフランジ加工の厳しい部材にもプレス加工できるように、引張試験における伸びと穴拡げ性の両立を図ることを課題とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するべく、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが形成されないような金属組織はマルテンサイト近傍のフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった元素を含む微細析出物で強化し、隣接組織間の変形応力差を低減することによって実現できるという見地から、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓの含有量を調節したうえで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった析出強化元素を添加した鋼を用いて、熱間圧延温度と冷間圧延後の焼鈍温度条件について鋭意検討を加えた結果、％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５となるように成分調整された鋼を、％ＳｉをＳｉ含有量とした時に仕上出側温度を（９００＋５０×％Ｓｉ）℃以下とする熱間圧延を行ったうえで、７００〜９００℃のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、マルテンサイトおよび残留オーステナイトが合計で体積率６％以上で、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった析出強化元素の添加量に対応した一定割合で含まれる金属組織を形成すれば、必要な強度が確保されたうえで低降伏比で、引張試験における伸びと穴拡げ性を両立できることを見出した。
【０００６】
本発明はこのような思想と新知見に基づいて構成された従来にはない全く新しい伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度鋼板およびそのめっき鋼板並びにそれらの製造方法であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
【０００７】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．４〜２．２％、
Ｍｎ：１．５２〜２．４％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、さらに％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織はフェライトマトリックス中にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトが微細分散しており、その金属組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が合計で６％以上で、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉの添加量を％Ｔｉとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８）であることを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
【０００８】
（２）  質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．４〜２．２％、
Ｍｎ：１．５２〜２．４％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００６％以下
とさらにＮｂ、Ｍｏの１種以上を合計で０．００５〜０．１％含有し、さらに％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）≧５を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織はフェライトマトリックス中にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトが微細分散しており、その金属組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が合計で６％以上で、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）であることを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
【０００９】
（３）  さらに、質量％で、
Ｂ：０．００１０〜０．００３％
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板。
【００１０】
（４）  上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板にめっきを施したことを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板。
【００１１】
（５）  上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学成分からなる組成のスラブに％ＳｉをＳｉ含有量とした時、仕上出側温度を（９００＋５０×％Ｓｉ）℃以下とする熱間圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した冷延板を７００〜９００℃のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で１０秒〜５分焼鈍し、７００℃から５００℃までの間の平均冷却速度を１〜１２０℃／秒として２５０〜５００℃に冷却し、その冷却温度域に３０秒〜１０分保持してから常温まで冷却して、フェライトマトリックス中にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを微細分散させた金属組織とし、その金属組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が合計で６％以上で、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）とすることを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１２】
（６）  上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学成分からなる組成のスラブに％ＳｉをＳｉ含有量とした時、仕上出側温度を（９００＋５０×％Ｓｉ）℃以下とする熱間圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した冷延板を７００〜９００℃のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で１０秒〜５分焼鈍し、７００℃から５００℃までの間の平均冷却速度を１〜１２０℃／秒として２５０〜５００℃に冷却し、再加熱した後２５０〜６００℃の範囲の温度域に３０秒〜１０分保持してから常温まで冷却して、フェライトマトリックス中にマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトを微細分散させた金属組織とし、その金属組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が合計で６％以上で、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）とすることを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
（７）上記（５）または上記（６）に引き続き、さらに、めっきを行なうことを特徴とする、伸びおよび穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１５】
まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｎの数値限定理由について述べる。
【００１６】
Ｃはマルテンサイトや残留オーステナイトによる組織強化を低コストで実現する場合に必須の元素であり、Ｃが０．０４％未満ではマルテンサイトや残留オーステナイトの体積率が低下するため、必要とする引張強さの確保が困難である。一方Ｃが０．１４％を超えると、マルテンサイトや残留オーステナイトの体積率が増加し、引張強さを高めることは容易であるものの、剪断端面において鋭いボイドが形成され穴拡げ性の劣化が著しい。
【００１７】
Ｓｉの添加により鋼板の伸びが大きく損なわれずに強度が増すことはよく知られており、またパーライトおよびベイナイト変態の進行を著しく遅滞させて粗大炭化物の形成を阻害することにより穴拡げ性を改善すると同時に、室温まで冷却後の金属組織にマルテンサイトおよび残留オーステナイトの存在が容易として引張試験における伸びを大きくするうえ、特に本発明では一定の条件で熱間圧延することにより焼鈍後の金属組織においてマルテンサイト近傍のフェライトを主体にＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった元素を含む微細析出物で強化し、隣接組織間の変形応力差を低減するうえで有用であり、本発明の特徴とする低降伏比で、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。パーライトおよびベイナイト変態の進行を著しく遅滞させて粗大炭化物の形成を阻害することにより穴拡げ性を改善し、また室温まで冷却後の金属組織にマルテンサイトおよび残留オーステナイトの存在を容易とし、引張試験における伸びを大きくするためには０．４％を超す添加が必要である。しかしその添加量が２．２％を超えると、焼鈍後の金属組織においてマルテンサイト近傍のフェライトを主体にＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった元素を含む微細析出物で強化するように熱間圧延を行うことが困難となり、低降伏比と穴拡げ性の両立が困難となる。
【００１８】
ＭｎはＣとともにオーステナイトの自由エネルギーを下げ、鋼の焼入れ性を増す元素として知られており、必要とする引張強さで伸びを改善するためにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合計で体積率６％以上存在する金属組織とすることを目的に１．５２％以上添加する。しかし添加量が過大になると低降伏比のままで穴拡げ性の劣化しないようなＴｉの添加量が見出せないため、２．２％を上限とする。
【００１９】
Ｐは一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０２％を超えると、本発明におけるような引張強さが５９０ＭＰａを超すような高強度鋼板では靭性とともに冷間圧延性が著しく劣化し、工業的に多量生産することが困難となる。
【００２０】
Ｓも一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０１％を超えると鋼板のスポット溶接性におよぼす悪影響が顕著となる。
【００２１】
Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮによる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工程における結晶粒の粗大化を抑制し材質を改善するために０．００２％以上添加する必要があるが、０．５％を超えることはコスト高となるばかりか、表面性状を劣化させる。
【００２２】
Ｔｉはマルテンサイト近傍のフェライトを主体に微細析出し、隣接組織間の変形応力差を低減するとともに、ＳがＭｎＳとして展伸介在物となり穴拡げ性を劣化するのを防ぐ目的で添加する。一般にはＴｉが微細析出すると引張強さが高くなると同時に再結晶温度も上昇し、フェライト、オーステナイトの二相共存温度域でもフェライトが未再結晶状態となることがあるが、本発明では鋼のＳｉを添加のうえで熱間圧延条件を調整することにより焼鈍温度にかかわらず、十分に再結晶したフェライトを主体にマルテンサイトおよび残留オーステナイトが合計で体積率６％以上含まれる金属組織を形成できる。Ｔｉの添加量が０．００５％未満ではマルテンサイト近傍のフェライトの析出強化に効果がなく、また％Ｓ、％ＴｉをそれぞれＳ、Ｔｉ含有量とした時に（％Ｔｉ）／（％Ｓ）が５未満では展伸したＭｎＳの生成を抑制することが困難であり、穴拡げ性は改善できない。しかしＴｉの量が０．１％を超えるとフェライトの析出強化が著しいために降伏比が増大するばかりか、本発明で規定するように鋼のＳｉ含有量とともに熱間圧延条件を調整したとしても短時間の焼鈍でフェライトを再結晶させることが難しいため、引張試験における伸びも小さくなる。
【００２３】
Ｎは不可避的不純物として鋼に含まれるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏと窒化物を析出し、鋼を高強度化するが、その量が０．００６％を超えると、引張試験における伸びが劣化するため、これを上限とする。
【００２４】
Ｎｂ、ＭｏもまたＴｉと同じように析出強化元素であり、マルテンサイト近傍のフェライトを主体に微細析出し、隣接組織間の変形応力差を低減することで穴拡げ性を改善し、合わせて必要とする引張強さを確保する目的で合計で０．００５〜０．１％を添加してもよい。しかしその添加量が０．１％を超すと、Ｔｉとともにフェライトの再結晶を著しく阻害し、加工性が劣化する。
【００２５】
これらを主成分とする鋼にＣｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｂを合計で１％以下含有しても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が改善される等好ましい場合もある。
【００２６】
次に製造条件の限定理由について述べる。その目的はマルテンサイト、残留オーステナイトおよび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金属組織を有し、引張試験における伸びが改善された複合組織高強度鋼板において、低降伏比を確保しながら穴拡げ性を改善するため、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが形成されないようにマルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった元素を含む微細析出物で強化することにある。高強度にして低降伏比で、引張試験における伸びが大きいという複合組織強化の特徴が認められるのは、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が６％以上の場合であり、特に残留オーステナイトの変態誘起塑性による効果をはっきりと認めるには、残留オーステナイトの体積率がマルテンサイトの体積率を上回ることが好ましい。またベイナイトが共存することは高強度にして低降伏比で、引張試験における伸びが大きいという複合組織強化の特徴を発現するうえでは好ましくはないものの、その体積率がマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率の３倍を超えない場合には降伏比を著しく増加させることなく、より少ないＣ含有量で鋼板の引張強さを高めることができ、本発明において有用である。またマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）であると、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体を微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった元素を含む微細析出物で強化し、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが形成されるのを抑制し、穴拡げ性が改善される。α／（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）が５００００を超えるような場合にはフェライトの析出強化が不十分となるため、剪断端面においてフェライトとマルテンサイトの相境界に鋭いボイドが形成されやすく、穴拡げ性が劣化する。
【００２７】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００２８】
熱間圧延では％ＳｉをＳｉ含有量とした時、仕上出側温度を（９００＋５０×％Ｓｉ）℃以下とする必要がある。これはＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏの炭窒化物を引き続く冷間圧延後の再結晶温度を異常に上昇させないように析出させるとともに、フェライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍した場合には焼鈍温度にかかわらず、十分に再結晶したフェライトを主体にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合計で体積率６％以上含み、かつマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時にはα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）となるようにマルテンサイト近傍のフェライトを主体にＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった元素を含む微細析出物で強化し、隣接組織間の変形応力差が低減された金属組織を形成させることを目的とする。仕上出側温度が（９００＋５０×％Ｓｉ）℃を超えると、炭窒化物が微細分散するようになり、引張強さが高くはなるものの、フェライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍した場合にも未再結晶のフェライトが残存するため、引張試験における伸びが劣化する。熱延後の冷却条件や巻取温度は特に限定しないが、巻取温度はコイル両端部での材質ばらつきが大ききなることを避け、またスケール厚の増加による酸洗性の劣化を避けるためには７５０℃以下とし、またＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏの析出が不十分となり、材質ばらつきが生じるのを避けるために５００℃以上とすることが望ましい。
【００２９】
冷間圧延は通常の条件でよく、一連の熱処理が終了後の金属組織を微細化し、引張試験における伸びの向上を最大限に得る目的からその圧延率は５０％以上とする。一方、８５％を超す圧延率で冷間圧延を行うことは多大の冷延負荷が必要となるため現実的ではない。
【００３０】
冷間圧延した鋼板はまず７００〜９００℃のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で１０秒〜５分焼鈍される。この焼鈍はフェライトとオーステナイトの共存する微細な再結晶組織を形成し、同時にＣやＭｎ等のオーステナイト安定化元素をある程度オーステナイト中に濃化し、引き続く一連の熱処理に伴う組織変化に際してオーステナイトを安定化することを目的とする。この焼鈍温度が７００℃未満では再結晶が不十分であり、引張試験における伸びが劣化する。一方９００℃を超すような温度で焼鈍するとＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏの炭窒化物が一部溶解し、またオーステナイトの体積率が必要以上に大きくなるとともに、オーステナイトとフェライトの間でＣの分配比が小さくオーステナイトの化学的安定性が悪くなるために以降の工程が厳しく制約されるため金属組織を意図したものとし、必要な引張強さが確保され、低降伏比で、引張試験における伸びと穴拡げ性の両立が容易ではなくなる。焼鈍時間が１０秒未満では炭化物が十分に固溶せず、焼鈍温度が高くともオーステナイトが僅かしか形成されない。５分を超える焼鈍はエネルギーの無駄となるばかりか連続ラインでの生産性低下を引き起こす。
【００３１】
焼鈍後の鋼板は引き続いて２５０〜５００℃に冷却されるが、その際、二相共存温度域で形成されたオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるため７００℃から５００℃までの冷却速度を１〜１２０℃／秒とする。５００℃を超える温度で冷却を停止するとパーライト変態が急激に始まり、オーステナイトを残存できないため、低降伏比で穴拡げ性が優れるといった特徴が得られない。一方、冷却終了温度が２５０℃未満になるとオーステナイトの過半がマルテンサイトに変態するため、その後の保持や再加熱によりマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトが析出し、高強度ではあっても降伏比は高く、引張試験における伸びも劣化し、穴拡げ性も良くない。また７００℃から５００℃までの間の冷却速度が１℃／秒未満ではパーライトが生成し、降伏比も高く、引張試験における伸び、穴拡げ性とも劣る。８０℃／秒を超すような冷却速度で冷却すると、冷却途上でオーステナイトからフェライトへの変態が起こりにくく、特に焼鈍温度が高い場合には引き続く２５０〜６００℃での保持で生成するベイナイトの体積率が大きくなり、高強度ではあっても降伏比が高く、引張試験における伸び、穴拡げ性とも劣る。
【００３２】
この後引き続き、本発明では、冷却温度域に３０秒〜１０分保持してから常温まで冷却する。そして、冷却後の保持温度としては、２５０〜６００℃の範囲の温度域に３０秒〜１０分保持してから常温まで冷却することが適していて、冷却後の温度が低い場合（過冷却）には再加熱して、この温度域とすることが好ましい。その目的は７００℃以上から冷却した際にフェライト中に過飽和な状態で存在するＣをフェライトの粒界および粒内に析出させ、フェライトの延性を高めることにより、マルテンサイトおよび残留オーステナイトとの複合組織強化に由来する引張試験における伸びの向上と降伏比の低下を最大限に引き出すことにある。保持する温度が６００℃を超えるとＣのフェライトへの固溶限が高く、何ら効果がないばかりかオーステナイトからはパーライトやベイナイトが生成しやすく、降伏比が高く、引張試験における伸び、穴拡げ性とも良くない。一方２５０℃未満ではフェライト中に微細な炭化物が析出し、フェライトの延性が低下するため、マルテンサイトおよびオーステナイトが合計で体積率６％以上存在し、高強度で低降伏比ではあっても引張試験における伸び、穴拡げ性が良くない。また保持時間が３０秒未満ではＣの析出が極めて不十分で、フェライトの延性が高くないため、加工性が不足する。一方１０分を超えて保持した場合にはオーステナイトの過半がベイナイトに変態し、複合組織強化の効果が発揮されず、加工性も良くない。
【００３３】
この一連の熱処理においては規定した温度域内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却途中に規定した範囲内で変化することも本発明の趣旨を損なわない。特に２５０〜６００℃の範囲の温度域での３０秒〜１０分保持はこの温度の範囲内で過冷却後再加熱されるものであってもよく、図１に例示するいずれも可能である。また熱履歴さえ満足されれば、鋼板は連続焼鈍設備やライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備をはじめとしたいかなる設備で熱処理されてもかまわない。熱処理後形状矯正のために調質圧延を行ったり、また防錆の改善のために電気亜鉛めっきを施したり、またそのいっそうの改善を図るために金属酸化物皮膜、有機皮膜などの表面処理を施しても、さらに上層に鉄めっきを施してプレス成形性の改善を図っても、伸びフランジ加工を含めたプレス加工性に優れた高強度鋼板という本発明の特徴は阻害されず、プレス加工性や防錆の一層の改善につながるため本発明の目的を達成する上で好ましい。
【００３４】
【実施例】
次に本発明例を実施例にて説明する。
【００３５】
（実施例１）
表１に示す組成からなる組成の鋼を１１９０℃に加熱し、表２に示す仕上温度で３．０〜７．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５４０〜６７０℃で巻き取った。酸洗後、５５〜７５％の圧下率の冷間圧延を施して表２に示す板厚の冷間圧延鋼帯とした後、連続焼鈍設備を用いて表２に示すような条件の熱処理と伸び率０．３〜１．５％の調質圧延を行い、冷延鋼板を製造した。この鋼帯から切り出した試料の金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせた体積率を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、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結果を表２に示す。
【００３６】
この表から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．２、５、７、１０、１２、１６、２２、３４は５９０ＭＰａ以上の引張強さを有しながら、その金属組織にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせて６％以上含み、降伏比が０．７以下と小さく、引張試験における伸びが大きいことに加えて、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時にはα≦５００００×（（％Ｔｉ)／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった元素を含む微細析出物で強化され、隣接組織間の変形応力差が低減されているため、穴拡げ性も優れる。これに対し本発明成分鋼であっても、熱間圧延や冷間圧延後に行う熱処理の条件が不適切な場合には、試料Ｎｏ．４、８、９、１１、１３〜１５、１７〜２１、２８〜３１のようにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせた体積率が６％未満であったり、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時にはαが５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）を超え、高強度ではあっても降伏比が低いこと、引張試験における伸びが大きいこと、穴拡げ性が優れることのいずれかが満足されないためにプレス加工性が改善されず、あるいは低降伏比で引張試験における伸びが大きく、穴拡げ性が優れていて、プレス加工性が良くても強度が低い。一方、本発明成分以外の鋼では試料Ｎｏ．１、３、６、２６のように、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせた体積率を６％以上としたり、あるいはマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）とすることが難しく、また試料Ｎｏ．２６、３７、３８のようにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせて６％以上含み、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時にα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）となったとしても、高強度ではあっても降伏比が低いこと、引張試験における伸びが大きいこと、穴拡げ性が優れることのいずれかが満足されないためにプレス加工性が改善されず、あるいは低降伏比で引張試験における伸びが大きく、穴拡げ性が優れていて、プレス加工性が良くても強度が低い。
【００３７】
【表１】
0004358418.tif 000002
【００３８】
【表２】
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【００３９】
（実施例２）
表１に示す組成からなる組成の鋼を１２２０℃に加熱し、表３に示す仕上温度で３．０〜６．０ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、５５〜７３％の圧下率の冷間圧延を施して表３に示す板厚の冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて表３に示すような条件の熱処理と伸び率０．８〜１．２％の調質圧延を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を製造した。この鋼帯から切り出した試料の金属組織を光学顕微鏡で観察し、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせた体積率を求めるとともに、ＪＩＳ５号試験片を加工して常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また１５０ｍｍ×１５０ｍｍの長方形に鋼板を切り出し、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結果を表３に示す。
【００４０】
この表から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．３９、４０、４３〜４５は５９０ＭＰａ以上の引張強さを有しながら、その金属組織にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせて６％以上含み、降伏比が０．７以下と小さく、引張試験における伸びが大きいことに加えて、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時にはα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）となり、マルテンサイト近傍を主体にフェライト自体がＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏといった元素を含む微細析出物で強化され、隣接組織間の変形応力差が低減されているため、穴拡げ性も優れる。これに対し本発明成分鋼であっても、熱間圧延や冷間圧延後に行う熱処理の条件が不適切な場合には、試料Ｎｏ．４６のようにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせた体積率が６％未満であったり、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時にはαが５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）を超え、高強度ではあっても降伏比が低いこと、引張試験における伸びが大きいこと、穴拡げ性が優れることのいずれかが満足されないためにプレス加工性が改善されず、あるいは低降伏比で引張試験における伸びが大きく、穴拡げ性が優れていて、プレス加工性が良くても強度が低い。一方、本発明成分以外の鋼では試料Ｎｏ．４１、４２のように、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせた体積率を６％以上としたり、あるいはマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時に、α≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）とすることが難しく、また試料Ｎｏ．４７、４８のようにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせて６％以上含み、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトの硬質相組織の体積率をα％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量をそれぞれ％Ｔｉ、％Ｎｂ、％Ｍｏとした時にα≦５００００×（（％Ｔｉ）／４８＋（％Ｎｂ）／９３＋（％Ｍｏ）／９６）となったとしても、高強度ではあっても降伏比が低いこと、引張試験における伸びが大きいこと、穴拡げ性が優れることのいずれかが満足されないためにプレス加工性が改善されず、あるいは低降伏比で引張試験における伸びが大きく、穴拡げ性が優れていて、プレス加工性が良くても強度が低い。
【００４１】
【表３】
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【００４２】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によればマルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトがフェライトマトリクス中に微細分散した低降伏比高強度鋼板において、引張試験における伸びだけではなく、穴拡げ性も改善される。すなわち引張強さ５９０〜８８０ＭＰａの高強度鋼板を伸びフランジ加工性の厳しい部材にもプレス加工により適用することを可能とし、自動車、家庭電気製品、建築等の分野でそれぞれが持つべき機能を向上させながら軽量化を図ることができるため産業上極めて大きな効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明における熱処理条件のいくつかを例示した図である。
【図１】
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