(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％含む）
Ｍｎ：０．５〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、硬さ３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上７０％以下、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記フェライトはその最大粒径が円相当直径１２μｍ以下で、Ｃ方向（圧延方向と直角な方向）とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布の最大値が１８％以下、最小値が６％以上である
ことを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含むものである
請求項１または２に記載の伸びおよび伸びフランジ性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、加工性に優れた高強度鋼板に関し、詳細には、伸び（全伸び）および伸びフランジ性の高められた高強度鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的として高強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。
【０００３】
このため、引張強度９８０ＭＰａ級以上で伸び（本明細書では全伸び；Ｅｌのことを指す。）と穴拡げ率（λ）で評価される伸びフランジ性がともに高められた高強度鋼板の提供が切望されている。
【０００４】
上記のようなニーズを受けて、種々の組織制御の考え方に基づき、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善した高強度鋼板が多数提案されているものの、近年、上記バランス改善に対する要望がさらに強くなってきており、引張強度９８０ＭＰａ以上で伸び１３%以上、穴拡げ率９０%以上を満たす高強度鋼板に対するニーズが顕在化している。しかしならが、この要望レベルを満足するものはいまだ完成に至っていないのが現状である。
【０００５】
例えば、特許文献１には、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を合計で１．６〜２．５質量％含有し、実質的にマルテンサイトの単相組織からなる高張力冷延鋼板が開示されており、その穴広げ率（伸びフランジ性）は１００％以上が得られているものの、フェライト相がほとんど存在しないため、伸びは１０％に達していない（同文献の表６の本発明例参照）。
【０００６】
また、特許文献２には、フェライトが面積率で６５〜８５％で残部が焼戻しマルテンサイトの二相組織からなる高張力鋼板が開示されており、その伸びは１３％以上が得られているものの、フェライト面積率が高すぎるため穴拡げ率は９０％に達していない（同文献の表２の発明例参照）。
【０００７】
また、特許文献３には、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径がともに２μｍ以下であり、マルテンサイトの体積率が２０％以上６０％未満の二相組織からなる高張力鋼板が開示されている。しかしながら、マルテンサイト面積率が５０％未満のものは、伸びは１３％以上が確保されているものの、穴拡げ率は９０％に満たず、マルテンサイト面積率が５０％以上のものは、穴拡げ率は９０％に満たないことに加えて、伸びも１３％に満たない（同文献の表１、２の実施例参照）。このようにマルテンサイト面積率が高いもので伸びが低くなる理由は、オーステナイト単相域から冷却中にフェライトを形成させる製造方法から類推するにフェライト粒の長手方向が一定の方向に集積しているためと考えられる。
【特許文献１】特開２００２−１６１３３６号公報
【特許文献２】特開２００４−２５６８７２号公報
【特許文献３】特開２００４−２３２０２２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
そこで本発明の目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、伸び １３％以上と伸びフランジ性９０％以上をともに満たす、成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％含む）
Ｍｎ：０．５〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、硬さ３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上７０％以下、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記フェライトはその最大粒径が円相当直径１２μｍ以下で、Ｃ方向（圧延方向と直角な方向）とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布の最大値が１８％以下、最小値が６％以上である
ことを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１０】
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
【００１１】
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含むものである
請求項１または２に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織において、焼戻しマルテンサイトの硬さとその面積率、フェライト粒径およびフェライト粒の配向状態とを適正に制御することで、伸びフランジ性を確保しつつ、伸びを改善することが可能となり、より成形性に優れた高強度鋼板を提供できるようになった。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明者らは、焼戻しマルテンサイト単相、または、フェライトと焼戻しマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」ということあり。）からなる二相組織を有する高強度鋼板（上記特許文献２、３参照）に着目し、伸びフランジ性を確保しつつ、伸びを改善できれば、上記要望レベルを満足しうる高強度鋼板が得られると考え、伸び性に及ぼす各種要因の影響を調査するなど鋭意検討を行ってきた。その結果、マトリックス組織中のフェライトの割合を少なくすることに加え、焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させ、さらに、フェライト粒の径を小さくするとともに、該フェライト粒長手方向の配向分布を等方に近づけることで、伸びを向上できることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。
【００１４】
以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
【００１５】
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、上記特許文献２、３と同様の二相組織（フェライト＋焼戻しマルテンサイト）をベースとするものであるが、特に、該焼戻しマルテンサイトの硬さが３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下に制御されているとともに、Ｃ方向（圧延方向と直角な方向）に対するフェライト粒長手方向のなす角度の配向分布が等方的に制御されている点で、上記特許文献２、３の鋼板とは相違している。
【００１６】
＜硬さ３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイト＞
焼戻しマルテンサイトを一定以上の硬さにすることで引張強度を確保しつつ、一定以下の硬さに制限して該焼戻しマルテンサイトの変形能を高めることで、フェライトと該焼戻しマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面での亀裂の発生を防止して伸びフランジ性を確保する。
【００１７】
上記作用を有効に発揮させるには、焼戻しマルテンサイトの硬さは３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下（より好ましくは４３０Ｈｖ以下）とする。
【００１８】
＜焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上７０％以下＞
焼戻しマルテンサイト主体の組織にすることで、焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させても高い引張強度を確保できる。同時にフェライト面積率をある程度確保し、フェライトとマルテンサイトの間でひずみを配分させることで、伸びを確保する。
【００１９】
上記作用を有効に発揮させるには、焼戻しマルテンサイトは、面積率で５０％以上７０％以下（より好ましくは６０％以下）とする。なお、残部はフェライトである。
【００２０】
＜前記フェライトはその最大粒径が円相当直径１２μｍ以下＞
フェライト粒径を小さくすることにより、マトリックス組織中に面積率で３０〜５０％ものフェライトを導入しても、フェライトとマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面での亀裂の発生を防止して伸びフランジ性を確保する。
【００２１】
上記作用を有効に発揮させるには、フェライト粒の最大径を円相当直径で１２μｍ以下（より好ましくは１０μｍ以下）とする。
【００２２】
＜Ｃ方向とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布の最大値が１８％以下、最小値が６％以上＞
フェライト＋マルテンサイトの二相組織中で、Ｃ方向に対するフェライト粒長手方向の配向分布を等方に近づけることで、二相組織としての組織の均一性を向上させ、伸びフランジ性を確保する。
【００２３】
また、引張強度と伸びに対する作用効果は以下のとおりである。
【００２４】
フェライトとマルテンサイトの界面が引張方向と平行になる場合には、フェライト相およびマルテンサイト相の各相がそれぞれ等ひずみで変形することによって、組織分率に見合ったマルテンサイト相の引張強度が反映され、該二相組織の引張強度が確保される。ただし、この組織における伸びはマルテンサイト相に律される。
【００２５】
一方、フェライトとマルテンサイトの界面が引張方向と垂直になる場合には、フェライト相およびマルテンサイト相の各相がそれぞれ等応力で変形することによって、組織分率に見合ったフェライト相の伸びが反映され、該二相組織の伸びが向上する。ただし、この組織における引張強度はフェライト相に律される。
【００２６】
フェライト＋マルテンサイトの二相組織において、Ｃ方向に対するフェライト粒長手方向の配向分布を等方に近づけることは、上記引張方向に対するフェライトとマルテンサイトの界面の方向として、平行になる成分と垂直になる成分とをほぼ等分になるようにバランス良く導入することを意味し、この結果、引張強度を確保しつつ伸びを向上させることができる。
【００２７】
上記作用を有効に発揮させるには、Ｃ方向とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布の最大値が１８％以下、最小値が６％以上（より好ましくは最大値が１６％以下、最小値が７％以上）とする。
【００２８】
上記範囲を逸脱すると、フェライトとマルテンサイトの間でのひずみの配分が適切に行われず、９８０ＭＰａ以上の引張強度と１３％以上の伸びの両立を図ることができなくなるか、または、組織の均一性が不十分となり９０％以上の伸びフランジ性を確保することができなくなる。
【００２９】
以下、焼戻しマルテンサイトの硬さおよびその面積率、ならびに、フェライト粒の最大径（円相当直径）およびフェライト粒の配向性（Ｃ方向とフェライト粒長手方向のなす角度の分布）の測定方法について説明する。        
【００３０】
まず、各供試鋼板についてその圧延方向が法線方向となる面を観察できるように調整した後、鏡面研磨し、ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡にて倍率１０００倍で３視野観察した。マルテンサイト面積率については、走査型電子顕微鏡像中の白い粒状コントラストが含まれる領域をマルテンサイトとして、その領域が全体に占める割合を画像解析によって測定し、マルテンサイト面積率とした。
【００３１】
次に、マルテンサイトの硬さについては、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の試験方法に従って各供試鋼板表面のビッカース硬さ（９８．０７Ｎ）Ｈｖを測定し、下記式（１）を用いてマルテンサイトの硬さＨｖＭに換算を行った。
【００３２】
ＨｖＭ＝（１００×Ｈｖ-ＶＦ×ＨｖＦ）／ＶＭ   …式（１）
ただし、ＨｖＦ＝１０２＋２０９［％Ｐ］＋２７［％Ｓｉ］＋１０［％Ｍｎ］＋４［％Ｍｏ］−１０［％Ｃｒ］＋１２［％Ｃｕ］（藤田利夫ら訳：「鉄鋼材料の設計と理論」（丸善株式会社）、昭和５６年９月３０日発行、ｐ.１０の図２．１から、低Ｃフェライト鋼の降伏応力の変化に及ぼす各合金元素量の影響の度合い（直線の傾き）を読み取って定式化を行った。なお、Ａｌ、Ｎなどその他の元素はフェライトの硬さに影響しないとした。）
ここに、ＨｖＦ：フェライトの硬さ、ＶＦ：フェライトの面積率（％）、ＶＭ：マルテンサイトの面積率（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。
【００３３】
フェライト粒の最大径（円相当直径）については、画像解析により、個々の粒子の面積を画像解析により測定した後、下記式（２）で円相当直径に換算し、その最大値を求めた。
【００３４】
[円相当直径]＝２×（Ａ／π）0.5・・・式（２）
ここに、Ａ：個々の粒子の面積である。
【００３５】
フェライト粒の配向性（Ｃ方向とフェライト粒長手方向のなす角度の分布）については、画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製ＩｍａｇｅＰｒｏＰｌｕｓ）で、画像解析から各フェライト粒の長手方向とＣ方向のなす角度を示す「角度」というパラメータを用いて１０度毎の度数分布を求め、その度数分布の最大値、最小値を求めた。
【００３６】
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００３７】
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０３〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイトの面積率およびマルテンサイト硬さに影響し、引張強度および伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０３％未満ではマルテンサイトの面積率が不足するため引張強度が確保できず、一方、０．３０％超ではマルテンサイトの硬さが高くなりすぎて伸びフランジ性が確保できない。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜０．２５％、さらに好ましくは０．０７〜０．２０％である。
【００３８】
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）
Ｓｉは、固溶強化により伸びと伸びフランジ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．３〜２．５％、さらに好ましくは０．５〜２．０％である。
【００３９】
Ｍｎ：０．５〜５．０％
Ｍｎは、固溶強化によって鋼板の引張強度を高くするとともに、鋼板の焼入れ性を向上させ、低温変態相の生成を促進する効果を有し、マルテンサイト面積率を確保するために有用な元素である。０．５％未満では十分な焼入れ性が確保できず急冷時に十分なマルテンサイト面積率を確保できないため、引張強度が得られない。一方、５．０％超とするとオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．７〜４．０％、さらに好ましくは１．０〜３．０％である。
【００４０】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により引張強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００４１】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．００５％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。
【００４２】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、ひずみ時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
【００４３】
Ａｌ：０．０１〜１．００％
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、ひずみ時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びフランジ性の劣化を防止するとともに、固溶強化により引張強度向上に寄与する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、ひずみ時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．００％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
【００４４】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００４５】
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により伸びと伸びフランジ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。各元素とも、上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加では焼入れ時にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。
【００４６】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
【００４７】
次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
【００４８】
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行なう。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０〜７００℃の範囲で巻き取る。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は３０％程度以上とするのがよい。
【００４９】
そして、上記冷間圧延後、引き続き、２回焼鈍を繰り返し、さらには焼戻しを行う。
【００５０】
［１回目の焼鈍条件］
１回目の焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜１０００℃に加熱し、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで ５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する。
【００５１】
＜焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜１０００℃、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下＞
１回目の焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させることで、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率をできるだけ高く確保するためである。
【００５２】
焼鈍加熱温度がＡｃ３℃未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して十分な面積率を確保できなくなり、一方、１０００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して、２回目の焼鈍、焼戻しを施した後のフェライト粒径が粗大になるため、伸びフランジ性が得られなくなるとともに、焼鈍設備の劣化をもたらすため好ましくない。
【００５３】
また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
【００５４】
＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
冷却中にオーステナイトからフェライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、マルテンサイト組織を得るためである。
【００５５】
Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、最終組織でフェライト粒径が粗大になり伸びフランジ性が得られない。
【００５６】
この１回目の焼鈍により組織の微細化が達成されるとともに、圧延組織の継承を抑制することができる。該１回目の焼鈍なしでは、圧延組織を継承して結晶粒がＣ方向に平行に伸びているため、フェライトとマルテンサイトの間でひずみの配分が十分に行われず、伸びを確保できないか、または、Ｃ方向に対するフェライト粒長手方向の配向性分布の等方性が十分ではなく伸びフランジ性が確保できない。
【００５７】
[２回目の焼鈍条件]
２回目の焼鈍条件としては、１５℃／ｓ以上の昇温速度で焼鈍温度：（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上Ａｃ３未満に加熱し、加熱保持時間：６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで ５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する。
【００５８】
＜１５℃／ｓ以上の昇温速度＞
工業的に製造された鋼材には溶製段階に形成されるＭｎ化合物のミクロ偏析が含まれる。このＭｎ化合物のミクロ偏析（以下、「Ｍｎ偏析」と略称する。）は熱延、冷延で板厚方向に圧縮され、Ｌ方向（圧延方向）およびＣ方向（圧延方向と板厚方向の両方に直角な方向）に伸ばされる。そのため、Ｌ方向から鋼板断面を組織観察した場合、Ｃ方向に伸びたような形でＭｎ偏析が存在する。工業的なプロセスの中ではミクロ偏析が解消されることはない。そのため、冷延材を熱処理する際にはＬ方向およびＣ方向に伸びたＭｎ偏析が層状に存在する。Ｍｎはオーステナイト安定化元素であるため、Ｍｎの濃い領域では加熱時はフェライトからオーステナイトへの変態が促進され、冷却時はオーステナイトからフェライトへの変態が抑制される。このため、Ｍｎ偏析が存在する二相組織鋼（ＤＰ鋼）では変態挙動を十分に制御しないとＭｎ偏析層に沿ってマルテンサイトが、Ｍｎ負偏析層ではフェライトが、それぞれＣ方向に伸張した形で形成される。
【００５９】
Ｍｎ偏析が存在する状況で、フェライト粒の長軸方向をＣ方向に集中させず、ランダムにするためには、１回目の焼鈍時の熱処理で得た均質なマルテンサイト組織を、１５℃／ｓ以上の急速加熱により過熱マルテンサイトとし、大きな逆変態駆動力を発生させる。これによりＭｎ偏析の有無にかかわらず逆変態が均一に発生するので、その後冷却して得られる組織が均一になり、フェライト粒の長軸方向（長手方向）がランダムな方向を向くようになる。
【００６０】
１５℃／ｓ未満の昇温速度では核生成およびその核成長に対してＭｎ偏析が影響するため、フェライト粒長手方向の十分な等方的配向分布には好ましくない。
【００６１】
＜焼鈍加熱温度：（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上Ａｃ３未満、焼鈍保持時間：６００ｓ以下＞
２回目の焼鈍加熱時に適量のオーステナイトに変態させ、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率を５０％以上７０％以下とするためである。
【００６２】
焼鈍加熱温度が（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満では、２回目の焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して面積率５０％以上を確保できなくなり、一方、Ａｃ３以上になると、オーステナイトへの変態量が過剰になり残部であるフェライトの面積率が減少するので、十分な伸びを確保できない。焼鈍加熱温度のより好ましい上限は（０．３Ａｃ１＋０．７Ａｃ３）である。
【００６３】
焼鈍保持時間が６００ｓを超えると、急速加熱することで等方的になっていた組織がＭｎ偏析の影響でＣ方向に伸びてしまい、Ｃ方向に対するフェライト長手方向の等方性が低下することで伸びおよび伸びフランジ性が低下する。
【００６４】
＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
上記[１回目の焼鈍条件]で述べたのと同様、冷却中にオーステナイトからフェライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、マルテンサイト組織を得るためである。
【００６５】
Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、鋼板の引張強度が確保できなくなる。
【００６６】
［焼戻し条件］
焼鈍ままのマルテンサイトは非常に硬質であり、伸びフランジ性が低下する。引張強度を確保しつつ伸びフランジ性を確保するためにはマルテンサイト硬さを３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下にする必要があり、そのためには３００〜５５０℃の温度範囲に６０秒以上１２００秒以下保持するような焼戻し（再加熱処理）を行う必要がある。
【００６７】
この焼戻し工程での保持温度が３００℃未満では、マルテンサイトの軟質化が十分でないので、伸びフランジ性が低下することになる。一方、保持温度が５５０℃よりも高くなると、マルテンサイト硬さが低下し過ぎて、引張強度が得られなくなる。
【００６８】
また焼戻し工程での保持時間が６０秒未満では、マルテンサイトの軟質化が十分でないので、鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が低下することになる。一方、保持時間が１２００秒よりも長くなると、マルテンサイトが軟質化し過ぎて引張強度の確保が困難になる。この保持時間は好ましくは９０秒以上、９００秒以下であり、より好ましくは１２０秒以上、６００秒以下である。
【実施例】
【００６９】
下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。
【００７０】
なお、表１に各鋼種のＡｃ１点、Ａｃ３点、Ｍｓ点などを併記した。Ａｃ１点、Ａｃ３点、Ｍｓ点は以下の式で求めた。
【００７１】
Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１・［Ｓｉ］−１０．７・［Ｍｎ］＋１６．９・［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］  …式（３）
【００７２】
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３・√［Ｃ］−１５．２・［Ｎｉ］＋４４．７・［Ｓｉ］＋３１．５・［Ｍｏ］−３３０・［Ｍｎ］＋１１・［Ｃｒ］＋２０・［Ｃｕ］−７２０・［Ｐ］−４００［Ａｌ］  …式（４）
【００７３】
Ｍｓ（℃）＝５５０−３６１・［Ｃ］−３９・［Ｍｎ］−２０・［Ｃｒ］−１７・［Ｎｉ］−１０・［Ｃｕ］−５・［Ｍｏ］＋３０・［Ａｌ］  …式（５）
【００７４】
ただし、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｐ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ａｌの含有量（質量％）を示す。
【００７５】
これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２に示す条件にて熱処理を施した。
【表１】
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【表２】
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【００７６】
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための最良の形態］の項で説明した測定方法により、マルテンサイトの面積率およびその硬さ、フェライト粒の最大径およびフェライト粒の配向性を測定した。
【００７７】
また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、および伸びフランジ性λを測定した。なお、引張強度ＴＳと伸びＥｌは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
【００７８】
測定結果を表３および表４に示す。
【００７９】
これらの表に示すように、発明鋼である鋼Ｎｏ．１〜３、２０〜２７は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上でかつ伸びＥｌが１３％以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが９０％以上を満足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、伸びと伸びフランジ性を兼備した高強度冷延鋼板が得られた。
【００８０】
これに対して、比較鋼である鋼Ｎｏ．４〜１９、２８〜３７は、いずれかの機械的特性が劣っている。
【００８１】
例えば、鋼Ｎｏ．４は、マルテンサイトの面積率は５０％以上７０％以下であるが、その硬さが低すぎるため、伸びと伸びフランジ性には優れているものの、引張強度が劣っている。
【００８２】
一方、鋼Ｎｏ．５は、マルテンサイトの面積率は５０％以上７０％以下であるが、その硬さが高すぎるため、引張強度には優れているものの、伸びと伸びフランジ性が劣っている。
【００８３】
また、鋼Ｎｏ．６は、マルテンサイト面積率が５０％未満のため、伸びと伸びフランジ性は優れているものの、引張強度が劣っている。
【００８４】
一方、鋼Ｎｏ．７は、マルテンサイト面積率が７０％を超えるため、引張強度と伸びフランジ性には優れているものの、伸びが劣っている。
【００８５】
また、鋼Ｎｏ．８は、マルテンサイトの面積率は５０％以上７０％以下で、その硬さは３３０以上４５０Ｈｖ以下であるが、フェライト粒の最大円相当直径が１２μｍを超えるため、マルテンサイトの面積率が５０％未満となり、引張強度と伸びは優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。
【００８６】
また、鋼Ｎｏ．９は、マルテンサイトの面積率は５０％以上７０％以下で、その硬さは３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下であり、フェライト粒の最大円相当直径は１２μｍ以下であるが、Ｃ方向とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布が、規定の範囲内でないため、引張強度は９８０ＭＰａ以上であるものの、伸びと伸びフランジ性は要望レベルを達成できていない。
【００８７】
また、鋼Ｎｏ．１０は、Ｃ含有量が低すぎることにより、マルテンサイトの硬さは３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下であるが、その面積率が不足するため、伸びに優れているものの、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
【００８８】
一方、鋼Ｎｏ．１１は、Ｃ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトの硬さが高すぎるため、引張強度には優れているものの、伸びと伸びフランジ性がともに劣っている。
【００８９】
また、鋼Ｎｏ．１２は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、加熱時におけるオーステナイトの形成が阻害され、マルテンサイトの面積率が不足するため、引張強度と伸びに優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。
【００９０】
また、鋼Ｎｏ．１３は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、焼入れ性を確保できず、急冷時（焼鈍加熱後の冷却時）に形成されるマルテンサイトの面積率が不足するため、伸びに優れているものの、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。
【００９１】
一方、鋼Ｎｏ．１４は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、焼入れ時、すなわち急冷時（焼鈍加熱後の冷却時）にオーステナイトが残留するため、引張強度と伸びに優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。
【００９２】
また、鋼Ｎｏ．２８〜３７は、焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、引張強度、伸びおよび伸びフランジ性のうち少なくとも一つが劣っている。
【表３】
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【表４】
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【００９３】
ちなみに、発明鋼（鋼Ｎｏ．１）と比較鋼（鋼Ｎｏ．９）の、組織中におけるフェライト相とマルテンサイト相の分布状態を図１に例示する。図１はＳＥＭ観察の結果であり、白い粒状コントラストが含まれる領域がマルテンサイト相であり、残りの領域がフェライト相である。また、図２に、上記発明鋼（鋼Ｎｏ．１）と比較鋼（鋼Ｎｏ．９）のＣ方向とフェライト粒長手方向のなす角度の１０度刻みでの度数分布を示す。なお、同図において、例えば上記なす角度が０°から１０°までの間となる分布確率を横軸１０°の位置にプロットした。これらの図より、比較鋼（鋼Ｎｏ．９）の組織に比べ、発明鋼（鋼Ｎｏ．１）の組織の方が、Ｃ方向に対するフェライト粒の配向性が等方化しているのが明らかである。
【図面の簡単な説明】
【００９４】
【図１】組織中におけるフェライト相とマルテンサイト相の分布状態を示す図であり、（ａ）は発明鋼、（ｂ）は比較鋼である。
【図２】Ｃ方向とフェライト粒長手方向のなす角度の１０度刻みでの度数分布を示すグラフ図である。
【要約】      （修正有）【課題】伸びと伸びフランジ性をともに高めた、より成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.30%、Si:3.0%(0%を含む)、Mn:0.5〜5.0%、P:0.1%以下、S:0.005%以下、N:0.01%以下、Al:0.01〜1.00%を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、硬さ330〜450Hvの焼戻しマルテンサイトが面積率で50〜70%、残部がフェライトからなる組織を有し、前記フェライトはその最大粒径が円相当直径12μm以下で、C方向(圧延方向と直角な方向)とフェライト粒長手方向とのなす角度の10度刻みでの度数分布の最大値が18%以下、最小値が6%以上である。【選択図】図２【図１】
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【図２】
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