JP2007177272A - 穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度が１１００ＭＰａ以上で、かつ穴拡げ率が４０％以上の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成にすると共に、ミクロ組織の構成を、未変態のフェライト相：１〜３０体積％、マルテンサイト相：５０体積％以上、ベイナイト相：１０〜３０体積％及び残留オーステナイト：５％体積以下にする。
【選択図】なし

Description

本発明は、建材、家電製品及び自動車等の用途に好適な穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法に関する。

近年、特に自動車車体においては、燃費向上及び耐久性向上の観点から、加工性が優れた高強度鋼板の需要が高まっている。特に、衝突安全性及びキャビンスペースの拡大のニーズから、レインフォース等の一部の部材には、引張強度にして７８０ＭＰａ級クラス以上の鋼板が使用されつつある。

このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、曲げ性及び穴拡げ性等が重要となる。このため、従来、引張強度で５９０ＭＰａ程度までの高強度鋼板においては、これらの特性を向上させるために種々の対策が講じられている（例えば、非特許文献１参照）。例えば、非特許文献１には、主相をベイナイトにすることにより穴拡げ性を向上させることができ、更に第２相に残留オーステナイトを生成させることにより、現行の残留オーステナイト鋼と同等の張り出し成形性が得られることが開示されている。また、非特許文献１には、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理して、体積率で２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張強度と穴拡げ率との積が最大となり、伸びフランジ性を改善できることも示されている。

また、従来の高強度鋼板においては、一般に、高強度材の高延性化を図るため、複合組織を積極的に活用しているが、第２相をマルテンサイト又は残留オーステナイトにすると、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題がある。そこで、従来、主相をフェライトとすると共に、第２相をマルテンサイトとして、主相と第２相との硬度差を減少させることにより、穴拡げ性を向上させる技術が開示されている（例えば、非特許文献２参照。）。

更に、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板についても、穴拡げ性向上を図った開示例もある（例えば、特許文献１〜５参照。）。特許文献１に記載の方法では、熱間圧延時の仕上圧延温度をＡｒ_１点〜Ａｒ_３点の範囲とすると共に、冷延鋼板の焼鈍条件を加熱温度：Ａｃ_１点〜８５０℃、加熱時間：１０秒以上、平均冷却速度：１０℃／秒以上とし、更に、めっき処理後の合金化温度を４５０〜６００℃の範囲とすることにより、オーステナイト相を硬質相に変態させて、製造される合金化溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板の引張り強さを６８０ＭＰａ（７０ｋｇｆ／ｍｍ^２）以上、降伏比を０．５０以下にしている。

また、特許文献２に記載の方法では、鋼組成を規定すると共に、再結晶焼鈍加熱温度から亜鉛めっき温度までの冷却温度を制御することにより、Ｃ濃度が低いオーステナイトを、ベイナイトを主体とした微細均一なフェライト・ベイナイトの複合組織又はフェライト・ベイナイト・マルテンサイトの複合組織とし、引張強度が４９０ＭＰａ（５０ｋｇｆ／ｍｍ^２）以上、特に、５８０〜１１７０ＭＰａ（６０〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ^２）級の高強度鋼板における穴拡げ性を向上させている。

一方、特許文献３には、Ｃ含有量を０．１〜０．２質量％、Ｍｎ含有量を２．０〜３．０質量％としてオーステナイト相を安定化させると共に、めっきラインにて再結晶温度以上で焼鈍した後、４８０〜５６０℃で低温保持して溶融亜鉛めっきすることにより、オーステナイト相を残留させて、溶融亜鉛めっき鋼板の強度及び加工性を向上させる方法が開示されている。

また、特許文献４に記載の高強度合金化溶融めっき鋼板は、鋼組成を規定すると共に、粒径が２０μｍ以下の結晶粒を８０％以上とし、更に組織をベイニティックフェライトの単相とすることにより、強度を４９０ＭＰａ以上、穴拡げ率を８０％以上にしている。この特許文献４の実施例では、例えば、Ｃ：０．０５質量％、Ｓｉ：０．５５質量％及びＭｎ：１．５９質量％に、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ及びＶ等を微量に添加し、穴拡げ率を９３％とした高強度合金化溶融めっき鋼板（試験番号２７）を得ている。

更に、特許文献５には、オーステナイト域でも安定に存在し得る炭化物を形成するＮｂ及びＴｉを適正量含有させることにより、焼鈍温度の適正範囲が広がり、製造条件の規制を緩和できること、オーステナイト安定化成分であるＭｎ、Ｃｒ及びＢを適正量含有させると、Ｓｉ等のフェライト変態を促進する成分を特に添加しなくても、５００℃前後の温度域に数分程度滞留させることにより、複合組織が得られること、更には滞留後の冷却速度を規制することにより、生成した第２相組織の必要以上の硬化を防止でき、結果として伸びフランジ性が向上することが開示されている。この特許文献５には、例えば、Ｃ：０．１６質量％、Ｍｎ：２．３質量％、Ｔｉ：０．０５質量％、Ａｌ：０．０３質量％に、Ｂ、Ｐ及びＳを微量に添加し、強度が１２１６ＭＰａ（１２４ｋｇｆ／ｍｍ^２）、穴拡げ率が２３％である実施例（試料番号Ｎｏ．１０）が開示されている。

特許第２６０７９５０号公報 特許第２８６２１８７号公報 特開平１−１９８４５９号公報 特開２００１−３５５０４３号公報 特許第３０３７７６７号公報 杉本公一、"ＴＲＩＰ型ベイナイト冷延鋼板の伸びフランジ性"、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、２０００年、第１３巻、ｐ．３９５−３９８ 中村展之、"超高強度冷延鋼板の伸びフランジ成形性に及ぼす組成の影響"、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、２０００年、第１３巻、ｐ．３９１−３９４

しかしながら、前述の従来の技術には、以下に示す問題点がある。先ず、非特許文献１に記載の技術は、引張強度が５９０ＭＰa程度の鋼板を対象としており、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板に単純に適用しても同様の効果は得られない。一方、特許文献１及び特許文献２に記載の方法では、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られるが、複合組織を主体としているため、各相間に硬度差が生じ、穴拡げ率は３０％以下と低くなる。同様に特許文献５に記載の高強度合金化溶融めっき鋼板も、複合組織を基本としたものであるため、各相間に硬度差が生じ、穴拡げ率は最大でも４０％程度にとどまっている。

また、特許文献３に記載の溶融亜鉛めっき鋼板は、オーステナイト相が残留しているため、不均一な複合組織になりやすく、穴拡げ率の向上は見込めない。更に、特許文献４に記載の高強度合金化溶融めっき鋼板は、従来品に比べてＭｎ含有量が少ないため、熱処理時の加熱温度が低い場合、及び熱処理後の冷却速度が低い場合等に不均一複合組織となってしまい、穴拡げ性が優れた鋼板を安定的に得ることは困難である。このように従来の技術は、主に、適当な相分率を持った複合組織を作りこむことに主眼が置かれているため、異なる相の間に硬度差が生じ、その結果穴拡げ率が高い鋼板が得られにくい。

一方、非特許文献２に記載の技術では、主相と第２相との硬度差を減少させることにより、穴拡げ性の向上を図っているが、この非特許文献２に記載の鋼板は、引張り強さが１０００〜１０７０ＭＰａであり、引張強度がそれ以上の鋼板でも同様の効果が得られるとは限らない。また、非特許文献２に記載の技術により得られる鋼板は、穴拡げ率が最大でも６５％程度であり、従来の高強度鋼板に比べて穴拡げ性を大幅に向上させることは期待できない。

従って、前述の従来の技術では、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、かつ穴拡げ率が４０％以上である冷延薄鋼板を、効率的に製造することは困難であるという問題点がある。

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、かつ穴拡げ率が４０％以上の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明に係る穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が、未変態のフェライト相：１〜３０体積％、マルテンサイト相：５０体積％以上、ベイナイト相：１０〜３０体積％、及び残留オーステナイト：５体積％以下からなり、引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、かつ穴拡げ率が４０％以上であることを特徴とする。

なお、本発明においては、厚さ３ｍｍ以下の鋼板を薄鋼板と定義している。また、本発明で規定している穴拡げ率λ（％）は、鉄鋼連盟規格に記載されている穴拡げ試験を行い、試験前の初期の穴の直径をｄ_０、試験により亀裂が発生した時点の穴の直径をｄ_ｆとしたとき、下記数式（１）により求められる値である。

本発明に係る他の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有すると共に、Ｃｒを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］としたとき、下記数式（２）を満たす組成を有し、ミクロ組織が、未変態のフェライト相：１〜３０体積％、マルテンサイト相：５０体積％以上、ベイナイト相：１０〜３０体積％、及び残留オーステナイト：５体積％以下からなり、引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、かつ穴拡げ率が４０％以上であることを特徴とする。

これらの穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板は、更に、質量％で、Ｍｏ：０．１１〜１．０％及びＮｂ：０．００３〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有していてもよい。

更に、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％及びＷ：０．０１〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することもできる。

更に、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜１％含有していてもよい。

更に、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｒｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００１〜０．５％含有することもできる。

本発明に係る穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋳造スラブを、直接又は一旦１０００℃以下まで冷却した後で再度加熱して熱間圧延し、熱延コイルを得る工程と、前記熱延コイルを巻取り、酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、前記冷延鋼板を、最高到達温度を（Ａｃ_３変態温度−３０℃）以上でかつＡｃ_３変態温度未満の範囲にして熱処理した後、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で６８０〜７８０℃の第１の温度域まで冷却し、引き続き４０〜７０℃／秒の冷却速度で２５０〜３５０℃の第２の温度域まで冷却した後、この第２の温度域で１０〜５００秒間保持する工程と、を有することを特徴とする。

本発明に係る他の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有すると共に、Ｃｒを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］としたとき、下記数式（３）を満たす組成の鋳造スラブを、直接又は一旦１０００℃以下まで冷却した後で再度加熱して熱間圧延し、熱延コイルを得る工程と、前記熱延コイルを巻取り、酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、前記冷延鋼板を、最高到達温度を（Ａｃ_３変態温度−３０℃）以上でかつＡｃ_３変態温度未満の範囲にして熱処理した後、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で６８０〜７８０℃の第１の温度域まで冷却し、引き続き４０〜７０℃／秒の冷却速度で２５０〜３５０℃の第２の温度域まで冷却した後、この第２の温度域で１０〜５００秒間保持する工程と、を有することを特徴とする。

これらの穴拡げ性に優れた高強度鋼板の製造方法において、前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｍｏ：０．１１〜１．０％及びＮｂ：０．００３〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有していてもよい。

また、前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％及びＷ：０．０１〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することもできる。

更に、前記鋳造スラブは、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜１％含有することもできる。

更にまた、前記鋳造スラブは、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｒｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００１〜０．５％含有していてもよい。

本発明によれば、鋼組成を適正化すると共に、ミクロ組織における各相の体積分率を適正化しているため、引張強度が１１００ＭＰａで、かつ穴拡げ率が４０％である穴拡げ性が優れ、更には溶接熱影響部の軟化を抑制し、溶接部の疲労耐久性にも優れた高強度冷延薄鋼板が得られる。

以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。穴拡げ率が高い高強度鋼板を得るためには、組織を単一相にして、硬度差のない均一な組織にすることが重要である。このような均一相を得る方法としては、例えば、冷間圧延後の鋼板をＡｃ_３変態温度（例えば、Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著，幸田成康監訳，「鉄鋼材料学」，丸善，Ｐ２７３参照。）よりも高い温度で熱処理して、その組織を一旦均一なオーステナイト相とした後、この鋼板を急冷することにより、オーステナイト相を均一なマルテンサイトにする方法がある。

しかしながら、前述の方法で穴拡げ率が高い均一なマルテンサイト単相を得るためには、Ａｃ_３変態温度よりも４０℃以上高い温度まで加熱する必要があり、このときの具体的な熱処理温度は、製造する鋼板の成分にもよるが、８６０〜１０００℃程度と高温になる。このような高温熱処理を行うと、エネルギーコストがかさみ、生産効率も低下する。また、高温熱処理後の急冷における到達温度も重要であり、急冷後にその到達温度で一定時間保持することにより、マルテンサイト変態が停止し、未変態の残留オーステナイトは、ベイナイト変態する。このとき、急冷時の到達温度が高いほうが、生成するベイナイト相の体積分率が大きくなる。

更に、このような高温熱処理は、マルテンサイト組織を焼き戻す効果も同時に有する。従って、上述の方法で製造された鋼板は、本質的にマルテンサイト相の単一組織ではなく、焼き戻しマルテンサイト相とベイナイト相の混相組織が支配的となる。このような理由から、熱処理後の急冷における到達温度は、鋼板の機械的性質に重要な影響を与える。このため、到達温度が２００〜２９０℃程度と低温である場合は、強度は得られるが、マルテンサイト炭化物の生成等により組織の均一性が乱れ、ベイナイト相との間に硬度差が生じて、穴拡げ率が低下する。また、急冷する際の到達温度が低温であると、熱処理における最高到達温度との差が大きくなり、エネルギーコストがかさみ、生産効率へも悪影響を及ぼす。一方、急冷する際の到達温度を高くして生産効率向上を図ると、マルテンサイト相の硬度が低くなり、鋼板の強度が低下してしまう。更に、鋼板の厚さが１．６ｍｍ以上である場合は、その熱容量が大きくなるため充分な冷却速度が得られず、安定的に急冷することが困難となる。このため、部分的に緩冷却となり、この緩冷却された部分はマルテンサイト変態せずにベイナイト相等が生じ、その結果、均一組織が得られなくなる。

そこで、本発明者は、上述した問題点を解決するために、種々検討を行った結果、鋼組成に加えて、ミクロ組織を構成する各相の体積分率を適正化することにより、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、優れた穴拡げ性を有する高強度冷延薄鋼板が得られることを見出し、本発明に至った。

先ず、本発明の第１の実施形態に係る高強度冷延薄鋼板について説明する。なお、以下の説明においては、組成における質量％は、単に％と記載する。本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、板厚が３ｍｍ以下、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、かつ穴拡げ率が４０％以上の薄鋼板である。そして、その組成は、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、そのミクロ組織は、未変態のフェライト相を１〜３０体積％、マルテンサイト相を５０体積％以上、ベイナイト相を１０〜３０体積％を含有し、残留オーステナイトは５体積％以下に規制されている。

以下、本実施形態の高強度冷延薄鋼板における鋼成分の数値限定理由について説明する。

Ｃ：０．０５〜０．２２％
Ｃは、マルテンサイト相の体積分率を制御し、鋼板の強度と穴拡げ性とのバランスを良好にするために添加する。また、Ｃは、素地の微細均一化についても影響を与える。しかしながら、Ｃ含有量が０．０５％未満の場合、十分な強度が得られない。また、Ｃ含有量が０．２２％を超えると、穴拡げ性が低下すると共に溶接部の強度が劣化しやすくなる。よって、Ｃ含有量は０．０５〜０．２２％とする。なお、Ｃ含有量は、０．０８％以上にすることが好ましく、より好ましくは、０．１〜０．１６％である。

Ｓｉ：０．００１〜０．８％
Ｓｉは、鋼板の強度と延性とのバランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．８％を超えると、めっき性が著しく劣化すると共に、溶接性にも悪影響が出る。一方、Ｓｉ含有量を０．００１％未満にするような極低Ｓｉ化は、製造コストの高騰を招く。よって、Ｓｉ含有量は０．００１〜０．８％とする。なお、Ｓｉ含有量は、０．６％以下にすることが好ましく、これにより表面性状を良好にすることができる。

Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｍｎは、フェライト変態を抑制する効果があり、Ｍｎを適量添加することにより、体積分率が最大の相である主相をマルテンサイトにして、均一組織を得ることができる。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．０％未満の場合、強度低下及び穴拡げ性劣化を招く炭化物の析出及びパーライトの生成を抑制する効果が得られない。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、具体的には、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、偏析等が生じ、延性及び穴拡げ性が著しく低下する。よって、Ｍｎ含有量は２．０〜３．０％とする。なお、Ｍｎ含有量は、２．３％以上にすることが好ましく、２．４％以上にすることがより好ましい。

Ｐ：０．００１〜０．１％
Ｐは、鋼板を高強度化する強化元素である。しかしながら、Ｐ含有量が０．１％を超える程の多量添加は、溶接性、鋳造時及び熱延時の製造性、並びに穴拡げ性に悪影響を及ぼす。一方、Ｐ含有量を低減すると、穴拡げ性が向上するが、Ｐ含有量を０．００１％未満にするような極低Ｐ化は、経済的にも不利である。よって、Ｐ含有量は０．００１〜０．１％とする。

Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、不可避的不純物であり、Ｓ含有量が０．０１％を超えると、穴拡げ性が劣化する。一方、Ｓ含有量を低減する低Ｓ化は、穴拡げ性向上に有効であるが、Ｓ含有量を０．０００１％未満にするような極低Ｓ化は経済的に不利である。よって、Ｓ含有量は０．０００１〜０．０１％とする。なお、Ｓ含有量は、０．００３％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００１〜０．２％
Ａｌは、脱酸元素として有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．００１質量％未満では、その効果が得られない。一方、Ａｌを過剰に添加すると、具体的には、Ａｌ含有量が０．２％を超えると、穴拡げ性、溶接性及びめっき濡れ性が損なわれる。よって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．２％とする。なお、Ａｌ含有量は、０．００５〜０．０８％の範囲にすることが望ましい。

Ｂ：０．０００１〜０．０１％及びＴｉ：０．００５〜０．３％
Ｂ及びＴｉは、本発明の高強度冷延薄鋼板にとって極めて重要な元素である。具体的には、Ｂは、粒界の強化及び鋼材の高強度化に有効な元素であると共に、焼入れ性を向上させてベイナイト相等の生成を強く抑制し、マルテンサイト単一相の生成に寄与する元素でもある。また、Ｔｉは、鋼中に不可避的に存在するＮとＢとが結合することによりＢの添加効果が失われて、焼入れ性が低下することを防止する効果がある。更に、Ｔｉには、主相をマルテンサイトとし、フェライト変態を抑制する効果もある。そこで、本発明においては、Ｂ及びＴｉを複合添加し、更に前述したようにＭｎ含有量を２．０％以上とすることにより、穴拡げ性を良好にしている。

しかしながら、Ｂ含有量が０．０００１％未満の場合、前述した添加効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱間加工性が低下する。また、Ｔｉ含有量が０．００５％未満の場合、焼入れ性の低下防止及びフェライト変態抑制の効果が得られない。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、具体的には、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、穴拡げ性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．０００１〜０．０１％とし、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．３％とする。

また、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、上記各成分に加えて、Ｍｏ及び／又はＮｂを添加することができる。これにより、強度と穴拡げ性とのバランスを更に向上させることができる。また、Ｍｏは、焼入れ性を向上させると共に、溶接時に熱影響部の軟化を防止する効果もある。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．１１％未満の場合、前述した添加効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、製造コストが上昇する。更に、Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効な元素でもある。更にまた、Ｎｂは、フェライト変態を遅滞させ、ベイナイト及びベイニティックフェライトの生成を助長し、更には、溶接熱影響部の軟化抑制にも効果がある。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００３％未満の場合、前述した効果が得られない。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、具体的には、Ｎｂ含有量が０．３％を超えると、延性及び熱間加工性が劣化する。よって、Ｍｏ及び／又はＮｂを添加する場合は、Ｍｏ含有量を０．１１〜１．０％、Ｎｂ含有量を０．００３〜０．３％とする。

更に、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、上記各成分に加えて、Ｃｏ及び／又はＷを含有していてもよい。Ｃｏは、ベイナイト変態を制御し、強度と穴拡げ性とのバランスを良好にする効果がある。しかしながら、Ｃｏ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｃｏ含有量の上限は特に限定する必要はないが、Ｃｏは高価な元素であり、多量に添加すると経済性が損なわれるため、Ｃｏ含有量は１．０％以下にすることが望ましい。また、Ｗは、鋼の強度を高める強化元素であるが、Ｗ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｗ含有量が０．３％を超えると、加工性が劣化する。よって、Ｃｏ及び／又はＷを添加する場合は、Ｃｏ含有量を０．０１〜１．０％、Ｗ含有量を０．０１〜０．３％とする。

更にまた、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、上記各成分に加えて、強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加してもよい。これにより、強度と穴拡げ性とのバランスを更に向上させることができる。なお、これらの元素の総含有量が０．００１％未満の場合、前述した添加効果が得られない。一方、これらの元素の総含有量が１．０％を超えると、延性及び熱間加工性が劣化する。よって、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及び／又はＶを添加する場合は、その総含有量が０．００１〜１．０％になるようにする。

更にまた、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、上記各成分に加えて、Ｃａ、Ｍｇ及びＲｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。Ｃａ、Ｍｇ及びＲｅｍは、適量添加により介在物制御することができ、特に、介在物の微細分散化に寄与する。しかしながら、Ｃａ、Ｍｇ及びＲｅｍの総含有量が０．０００１％未満の場合、その添加効果が得られない。一方、これらの元素を過剰に添加すると、鋳造性及び熱間加工性等の製造性、並びに鋼板製品の延性が低下する。よって、Ｃａ、Ｍｇ及び／又はＲｅｍを添加する場合は、その総含有量が０．０００１〜０．５％になるようにする。

なお、本実施形態の高強度冷延薄鋼板における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。この不可避的不純物としては、例えば、Ｎ及びＳｎ等が挙げられ、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、これら元素を合計で０．２％以下の範囲で含有しても前述した効果が損なわれることはない。

次に、本実施形態の高強度冷延薄鋼板におけるミクロ組織の定義について説明する。鋼を加熱してゆくと、Ａｃ₁変態温度でオーステナイト相に変態し始め、Ａｃ_３変態温度において全ての組織がオーステナイト相に変態する。従って、Ａｃ_１変態温度とＡｃ_３変態温度との間で昇温を停止すると、その昇温停止温度で決まる量の未変態フェライト相が鋼中に存在することになる。また、マルテンサイト相及びベイナイト相は、冷却によって、オーステナイト相が変態して生成する相である。具体的には、マルテンサイト相は、冷却過程においてマルテンサイト開始温度（本実施形態の高強度冷延薄鋼板においては、２９０〜３００℃近傍）以下で生成し、冷却終了又は終了以前に生成終了する。一方、ベイナイト相は、冷却過程において、前述のマルテンサイト開始温度よりも高い温度で生成するか、又は、時効処理において生成する。しかしながら、本発明の範囲においては、冷却過程におけるベイナイト変態は完全に抑制されている。従って、本実施形態の高強度冷延薄鋼板に含まれるベイナイト相は、時効処理において生成するもののみである。また、変態しきらずに残るオーステナイト相は、残留オーステナイト相である。

次に、本実施形態の高強度冷延薄鋼板のミクロ組織における各相の数値限定理由について説明する。

未変態フェライト相：１〜３０体積％
冷間圧延後の焼鈍温度がＡｃ_３変態温度未満である場合は、必然的に未変態フェライトを含むこととなる。フェライト相は、基本的に鋼板の引張強度の低下をもたらすが、本願発明者は、本発明の鋼板に含まれる未変態フェライトは、通常の鋼板の未変態フェライトに比べて硬く、鋼板の強度を大きく低下させないことを見出した。また、フェライト相には、延性が改善される効果もある。しかしながら、未変態フェライト相が多すぎると、具体的には、未変態フェライト相が３０体積％を超えて含まれていると、引張強度が低下すると共に、硬度の均一性も低下し、穴拡げ性が低下する。一方、焼鈍温度をＡｃ_３変態温度以上にすることで、未変態フェライト相の体積分率を０％にすることができるが、後述するように、本発明においては、焼鈍温度をＡｃ_３変態温度未満としているため、未変態フェライト相を１％未満にすることは困難である。よって、未変態フェライト相の体積分率は、１〜３０体積％とする。なお、未変態フェライト相は３体積％以上含まれていることが好ましい。

マルテンサイト相：５０体積％以上
マルテンサイト相は、硬度が高く、鋼板の引張強度を担保するために必要な相である。基本的に、マルテンサイト相が多い程、引張強度は高くなる。このため、マルテンサイト相の割合が５０％未満の場合、十分な引張強度が得られない。よって、マルテンサイト相の体積分率は５０体積％以上とする。なお、マルテンサイト相の体積分率の上限は、未変態フェライト相及びベイナイト相の体積分率によって決まるが、８２体積％以下とすることが好ましい。

ベイナイト相：１０〜３０体積％
ベイナイト相の硬度は、フェライト相よりも高く、マルテンサイト相よりも低い。また、本実施形態の高強度冷延薄鋼板においては、ベイナイト相は、焼鈍後に行う時効処理時に生成する。この時効処理によってマルテンサイト相中の転位をある程度除去し、靭性を向上させる効果があるが、ベイナイト相が出現することによってその効果が増幅され、穴拡げ性が向上する。しかしながら、ベイナイト相の割合があまりに多いと、具体的には、ベイナイト相を３０体積％以上含んでいると、引張強度が低下する。一方、ベイナイト相は、時効処理により生成するため、その体積分率を１０体積％未満とすることは困難である。よって、ベイナイト相の体積分率は、１０〜３０体積％とする。なお、ベイナイト相の体積分率は、１５体積％以上とすることが好ましい。

残留オーステナイト：５体積％以下
本実施形態の高強度冷延薄鋼板において、残留オーステナイト相に重要な役割はない。しかしながら、焼鈍熱処理時の変態によって生成したオーステナイト相は、その後の冷却過程におけるマルテンサイト変態において、全て残留する。そして、その後の時効処理においてベイナイトに変態するが、全てが変態するのではなく、その一部が不可避的に残留する。この残留オーステナイトの量があまりにも多いと、具体的には、残留オーステナイトが５体積％を超えると、組織の均一性が低下し、穴拡げ性が低下する。よって、残留オーステナイトの体積分率は５体積％以下とする。なお、残留オーステナイトの体積分率は、３体積％以下であることが好ましい。

なお、上記各相の体積分率は、以下に示す方法で測定することができる。昇温過程において、鋼のミクロ組織がフェライト相からオーステナイト相に変態すると、鋼板に体積収縮が生じる。また、冷却過程又は時効処理過程において、オーステナイト相がマルテンサイト相又はベイナイト相に変態すると、鋼板に体積膨張が生じる。更に、マルテンサイト変態とベイナイト変態とでは、その変態温度及び変態速さが異なる。従って、昇温、焼鈍、冷却及び時効処理について、トータルの熱処理サイクルに伴う体積変化を観察することによって、未変態フェライト相、マルテンサイト相及びベイナイト相の体積比を測定することができる。

具体的には、体積膨張曲線においては、Ａｃ_１変態点までの昇温では、鋼板はフェライト相の熱膨張率に起因し、温度増加に対して直線的に体積膨張する。この領域を領域１とする。そして、温度がＡｃ_１変態点を超えるとオーステナイト変態が始まる。オーステナイト相の熱膨張率はフェライト相よりも小さいため、鋼板の体積膨張率は小さくなり、オーステナイト相の分率が増加するに従い、鋼板の体積は膨張から収縮に転ずる。ここで、鋼板の体積収縮率は、オーステナイト相の比率によって変化するため、鋼板は非線形的に収縮する。次に、Ａｃ_３変態温度まで温度が上昇すると、全てがオーステナイト相となって変態が終了し、鋼板の体積収縮も終了する。しかしながら、後述するように、本発明においては、焼鈍処理において、鋼板をＡｃ_３変態温度未満の温度で一定時間保持するため、鋼板は体積収縮途上で保持されることになる。従って、ここまでの体積収縮量と、予め測定しておいたオーステナイト単相になるまでの体積収縮量とを比較することにより、未変態フェライト相の体積分率を求めることができる。そして、焼鈍処理後に冷却を始めると、鋼板の体積は温度に対して直線的に収縮する。この時点で、鋼のミクロ組織は、未変態フェライトと相とオーステナイト相の混合相となっている。この領域を領域２とする。

更に冷却を続けると、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は２９０〜３００℃程度でオーステナイト相からマルテンサイト相が析出する。このマルテンサイト相の析出は急激に進行するため、急激な体積膨張が観察される。そして、焼鈍処理後に時効処理温度で一定時間保持すると、残留しているオーステナイト相が炭化物とフェライト相とに分解し、ベイナイト相が析出するため、鋼板の体積は更に膨張する。以上の熱処理過程の全てにおいて鋼板の体積変化を測定し、その結果と、前述の領域１におけるフェライト単相の体積変化直線、及び前述の領域２における体積変化直線の結果を代数処理することにより、各相の体積分率の値を求めることができる。

また、残留オーステナイト相については、Ｘ線回折法で熱処理後の鋼を分析することにより、その体積分率絶対値を求めることができる。従って、熱処理中の鋼板の体積変化と熱処理後の鋼板のＸ線回折結果とを組み合わせることによって、これらの相の体積分率を求めることができる。

次に、上述の如く構成された本実施形態の高強度冷延薄板鋼板の製造方法について説明する。先ず、鋼成分が前述した範囲になるように調整した鋳造スラブを、直接又は一旦１０００℃以下に冷却した後再加熱して熱間圧延し、熱延コイルとする。その際、鋳造後のスラブをそのまま加熱して熱間圧延すると、加熱原単位を減少することができる。一方、鋳造スラブを一旦１０００℃以下まで冷却した後、再加熱して熱間圧延すると、最終製品の延性を向上させることができる。このときの再加熱温度は、１１００〜１３００℃とすることが望ましい。この再加熱温度が高温になると、粗粒化したり、厚い酸化スケールが形成されたりする。一方、再加熱温度が低いと、圧延時の変形抵抗が高くなってしまう。また、熱間圧延の終了温度は、鋼組成によって決まるＡｒ_３変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ_３変態温度よりも１００℃程度低い温度までの範囲であれば製造される薄鋼板の特性は劣化しない。

次に、熱延コイルを巻取り、酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る。このとき、冷却後の熱延コイルの巻取温度は、鋼成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることが望ましい。これにより、冷間圧延時の荷重が必要以上に高くなることを防止することができる。但し、冷間圧延時の全圧下率が４０％以下と小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的に得られる薄鋼板の特性は劣化しない。また、熱間圧延後には、高圧デスケーリング装置又は酸洗等により、表面のスケールを除去する。これにより、製品での表面状態を改善することができる。更に、酸洗い後に行う冷間圧延における全圧下率は、最終製品における板厚と冷延荷重との関係から設定されるが、再結晶させるには３０％以上であれば十分であり、この範囲であれば最終的に得られる薄鋼板の特性は劣化しない。

次に、冷延鋼板を、最高到達温度を（Ａｃ_３変態温度−３０℃）以上で、かつＡｃ_３変態温度未満の範囲にして熱処理した後、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で６８０〜７８０℃の第１の温度域まで冷却し、引き続き４０〜７０℃／秒の冷却速度で２５０〜３５０℃の第２の温度域まで冷却した後、この第２の温度域で１０〜５００秒間保持する。

一般に、冷延鋼板を最高到達温度をＡｃ_３変態温度未満にして熱処理した場合、加熱時に得られるオーステナイト量が少なくなり、最終的に得られる薄鋼板の組織が均一にならない。これに対して、本発明の製造方法によれば、最高到達温度をＡｃ_３変態温度よりも低くしても、強度と穴拡げ性とのバランスが良好な薄鋼板が得られる。即ち、本実施形態の高強度冷延薄鋼板においては、この温度範囲で熱処理を行っても、その後の冷却及び時効処理により、残留している未変態のフェライトが硬化され、その硬度が大幅に高められる。このため、未変態フェライトが残留していても、薄鋼板の強度が著しく低下することはなく、更に、この未変態フェライト相は、最終的に出現するマルテンサイト相及びベイナイト相との硬度差が小さいため、穴拡げ性の低下を招くこともない。

しかしながら、最高到達温度を（Ａｃ_３変態温度−３０℃）未満にすると、未変態フェライト量が多くなり、ミクロ組織中の体積分率が３０体積％を超えて、薄鋼板の強度が急激に低下し、強度と穴拡げ性とのバランスが劣化する。よって、冷間圧延後の熱処理における最高到達温度は、（Ａｃ_３変態温度−３０℃）以上とする。なお、この最高到達温度は、（Ａｃ_３変態温度−２５℃）以上とすることが好ましい。また、この熱処理では、鋼板の温度を均一化するため、上述した温度域で１秒間以上保持することが好ましい。一方、熱処理時間が１０分を超えると、粒界酸化相生成が促進されると共に、コストの上昇を招くことがある。よって、冷間圧延後の熱処理時間は、１秒〜１０分間とすることが好ましい。上述の如く、本実施形態の高強度冷延薄鋼板の製造方法においては、従来の方法に比べて、冷間圧延後の熱処理における最高到達温度が低いため、エネルギーコストを低減し、効率の高い生産が可能となる。

また、熱処理後の冷却工程は、マルテンサイト相及び硬質な未変態フェライト相の混相組織を得るために重要な工程である。本実施形態においては、ラインの構造上、熱処理後直ちに急速冷却することができないため、緩冷却を行った後で急速冷却している。そして、熱処理直後に行う緩冷却では、軟質フェライトの生成を充分に抑制することが必要である。この緩冷却時の冷却速度を０．１℃／秒未満にすると、フェライト及びパーライトの生成が促進され、薄鋼板の強度が低下する。また、緩冷却時の冷却速度が２０℃／秒を超えると、急速冷却の開始温度が低くなりすぎてしまう。この急速冷却開始温度が６８０℃未満になると、硬質な未変態フェライト相とは異なり、軟質な亜オーステナイト相フェライトへの変態が開始され、所望の特性の薄鋼板が得られなくなる懸念がある。一方、急冷開始温度は高いほうが有利であるが、この温度は熱処理における最高到達温度の影響を受けるため、急冷開始温度を７８０℃よりも高い温度にすることは困難である。よって、熱処理後の緩冷却においては、冷却速度を０．１〜２０℃／秒とし、急冷開始温度である６８０〜７８０℃まで冷却する。

更に、緩冷却後に行う急速冷却時の冷却速度は、ベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相を得るために重要な条件である。急速冷却時の冷却速度が４０℃／秒未満であると、ベイナイトの生成が顕著になる。一方、１．６ｍｍを超える板厚の鋼板を製造する場合、急速冷却時の冷却速度が７０℃／秒を超えると、冷却コストがかかり、実用的ではない。よって、急速冷却時の冷却速度は４０〜７０℃／秒とする。この緩冷却及び急速冷却の２段階の冷却工程において、既に存在する未変態フェライト相に加えて、硬質なマルテンサイト相及び残留オーステナイト相が生成する。

引き続き、急速冷却時の到達温度を過時効処理温度として、過時効処理する。即ち、冷延鋼板を、急速冷却時の到達温度のまま１０〜５００秒間保持する。この過時効処理時に、残留オーステナイトがベイナイトに変態すると共に、マルテンサイト相が焼き戻される。このとき、過時効処理温度が３５０℃を超えると、薄鋼板の強度が低下する。一方、過時効処理温度が２５０℃未満の場合、生産効率が低下する。また、この温度範囲での保持時間が１０秒未満では、ベイナイト相が１０体積％以上にならない。一方、上述の温度域に５００秒を超えて保持すると、１１００ＭＰａ以上の引張強度が得られない。よって、過時効処理は、処理温度を２５０〜３５０℃とし、保持時間を１０〜５００秒間とする。なお、過時効処理温度の下限値は２７０℃とすることが好ましい。

上述した製造方法により、引張強度が１１００ＭＰａ以上で穴拡げ率が４０％以上の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板が得られる。なお、本実施形態の高強度冷延鋼板においては、引張強度を１１８０ＭＰａ以上にすることが好ましい。また、引張強度の上限は特に限定しないが、１６００ＭＰａ以上にすることは技術的に困難であるため、この値を上限とすることが経済的である。一方、穴拡げ性は４５％以上にすることが好ましく、より好ましくは５０％以上である。そして、穴拡げ率を２００％以上にすることは技術的に困難であるため、この値が実質的な上限値である。

次に、本発明の第２の実施形態の高強度冷延鋼板について説明する。本実施形態の鋼強度冷延薄鋼板は、前述の第１の実施形態の高強度冷延鋼板における各成分に加えて、更にＣｒを添加したものである。Ｃｒは、Ｍｎと同様にフェライト変態を抑制する効果があるため、ＭｎをＣｒで置換することにより、Ｍｎ含有量を低減し、強度と穴拡げ性とのバランスを向上させることができる。このようにＭｎとＣｒとを複合添加する場合は、Ｃｒ置換によるＭｎ当量は（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）と表される。ここで、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）である。

上述した第１の実施形態の鋼強度冷延薄鋼板のように、Ｃｒを添加せずに、Ｍｎを単独で添加する場合は、Ｍｎ含有量を２．０％以上にする必要があるが、本実施形態の高強度冷延薄鋼板では、Ｃｒを複合添加しているため、Ｍｎ含有量を２．０％よりも少なくすることができる。しかしながら、Ｍｎ含有量を過度に低減すると、具体的には、Ｍｎ含有量を１．５％未満にすると、鋼板の強度が低下する。一方、Ｍｎを単独で添加する場合と同様に、３．０％を超えてＭｎを過剰に添加すると、偏析等が生じ、延性及び穴拡げ性が著しく低下する。よって、Ｃｒ及びＭｎを複合添加する場合は、Ｍｎ含有量を１．５〜３．０％とする。

更に、本実施形態の高強度冷延薄鋼板では、Ｍｎ含有量を前述の範囲にすると共に、Ｃｒ置換によるＭｎ当量（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）が下記数式（４）を満たすようにする。Ｍｎ当量（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）が２．４％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、Ｍｎ当量（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）が４．５％を超えると、鋼板の表面にスケールが発生してしまう。よって、Ｍｎ当量（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）は、２．４〜４．５％とする。これにより、強度と穴拡げ性とのバランスを向上させることができる。

なお、本実施形態の鋼強度冷延薄鋼板における上記以外の構成及び効果、並びに製造方法は、前述の第１実施形態の鋼強度冷延薄鋼板と同様である。

また、前述の第１及び第２の実施形態の高強度冷延鋼板は、溶接性にも優れている。その溶接方法としては、例えばアーク溶接、スポット溶接、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、マッシュ溶接及びレーザ溶接等のように通常行われている溶接方法を適用することができる。

以下、本発明の実施例について説明する。先ず、本発明の実施例１として、実施例及び比較例の冷延薄鋼板を作製し、そのミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、ＪＩＳに準拠した引張試験を行った。具体的には、下記表１及び表２に示す組成の鋳造スラブを、一旦室温まで冷却した後、１２００℃に加熱して熱間圧延し、Ａｒ_３変態温度以上である８８０〜９１０℃の範囲で熱間圧延を完了して、厚さが４ｍｍの熱延コイルにした。次に、この熱延コイルを、冷却した後、各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上の５５０℃で巻き取り、更に表面を酸洗した後で冷間圧延し、厚さが２ｍｍの冷延鋼板を作製した。次に、各冷延鋼板を、昇温速度を２．８℃／秒にして、（Ａｒ_３変態温度−２０℃）まで昇温し、この温度で１４０秒間保持した。この熱処理の後、２．７℃／秒の冷却速度で７００℃まで冷却し、引き続き５０℃／秒の冷却速度で３００℃まで冷却した。更に、そのままの温度、即ち３００℃で１５０秒間保持して過時効処理を施した後、冷却して実施例及び比較例の冷延薄鋼板とした。なお、下記表１及び表２に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、下記表１及び表２においては、本発明の範囲外の条件には下線を付して示している。更に、下記表１及び表２には、各鋼のＡｒ_３変態温度及び冷間圧延後の熱処理温度（最高到達温度）を併せて示す。

そして、作製した実施例及び比較例の各冷延薄鋼板について、前述した方法でそのミクロ組織における各相の体積分率を測定した。また各冷延薄鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取し、その引張強度及び伸びを測定した。また、鉄鋼連盟規格に準拠した穴拡げ試験を行い、各冷延薄鋼板の穴拡げ率を求めた。以上の結果を下記表３にまとめて示す。なお、下記表３においては、引張強度が１１００ＭＰａ未満、穴拡げ率が４０％未満、又はミクロ組織における体積分率が本発明の範囲から外れるものは、下線を付して示している。

上記表３に示すように、本発明の範囲から外れる比較例の冷延薄鋼板は、いずれも穴拡げ性が劣っていた。具体的には、Ｎｏ.４（鋼種Ｄ）及びＮｏ．６（鋼種Ｆ）の冷延薄鋼板はＭｎ含有量が本発明の範囲を超えており、更にベイナイトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％に満たなかった。また、Ｎｏ．７（鋼種Ｇ）の冷延鋼板は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、ミクロ組織における各相の体積分率は本発明の範囲内であったが、穴拡げ性が４０％に満たなかった。更に、Ｎｏ．１２（鋼種Ｌ）、Ｎｏ．１５（鋼種Ｏ）及びＮｏ．１６（鋼種Ｐ）の冷延薄鋼板は、Ｃ含有量が本発明の範囲を超えているため、穴拡げ性が４０％未満であり、更にＮｏ．１２の冷延薄鋼板は、ベイナイトの体積分率が本発明の範囲から外れていたため、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。

Ｎｏ．１７(鋼種Ｑ)の冷延薄鋼板は、鋼組成は本発明の範囲内であるが、引張強度が１１００ＭＰａ未満であり、更に、ベイナイトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％に満たなかった。Ｎｏ．１９（鋼種Ｓ）の冷延薄鋼板は、Ｂの添加効果を示す比較例である。この冷延薄鋼板は、Ｂが添加されておらず、マルテンサイトの体積分率が本発明の範囲よりも少ないため、穴拡げ性が４０％に満たなかった。Ｎｏ．２６（鋼種Ｚ）及びＮｏ．２７（鋼種ＡＡ）の冷延薄鋼板は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を超えているため、穴拡げ性が４０％未満であった。更に、Ｎｏ．２６（鋼種Ｚ）の冷延薄鋼板は、ミクロ組織における未変態フェライト及びマルテンサイトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。Ｎｏ．３１（鋼種ＡＥ）の冷延薄鋼板は、Ｃ含有量が本発明の範囲よりも少なく、更にミクロ組織における未変態フェライトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％未満で、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。

Ｎｏ．３２（鋼種ＡＦ）の冷延鋼板は、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量及び未変態フェライトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％未満で、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。また、Ｎｏ.３３（鋼種ＡＧ）の冷延薄鋼板は、Ｔｉの添加効果を示す比較例である。この冷延薄鋼板は、Ｔｉが添加されておらず、未変態フェライトの体積分率が本発明の範囲から外れていたため、穴拡げ性が４０％未満で、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。Ｎｏ.３５（鋼種ＡＩ）の冷延薄鋼板は、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量及び未変態フェライトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％未満で、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。

これに対して、本発明の要件を満たす実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．２０〜Ｎｏ.２５、Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３６〜Ｎｏ．４５の冷延薄鋼板は、いずれも穴拡げ性が４０％以上で、かつ引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、強度と穴拡げ性とのバランスが優れていた。特に、Ｍｏ及びＮｂの両方を添加したＮｏ．１〜３（鋼種Ａ〜Ｃ）、Ｎｏ．５（鋼種Ｅ）、Ｎｏ．８（鋼種Ｈ）、Ｎｏ．９（鋼種Ｉ）、Ｎｏ．１３（鋼種Ｍ）、Ｎｏ．１４（鋼種Ｎ）、Ｎｏ．１８（鋼種Ｒ）、Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２４（鋼種Ｔ〜Ｘ）は、その他の実施例の冷延薄鋼板に比べて、穴拡げ性が優れていた。これは、実施例の冷延薄鋼板のうち、Ｍｏ及びＮｂを添加していないか、又はこれらの一方しか添加していないものは、冷却過程において、Ｍｏ及びＮｂの両方を添加したものよりも、組織に不均一性が生じやすくなっているためである。この結果は、実用に供するにあたって何ら問題になるものではなく、Ｍｏ及びＮｂを本発明の範囲内で添加することが好ましいことを示すものである。

次に、本発明の実施例２として、下記表４に示す組成の鋳造スラブを使用し、前述の実施例１と同様の方法及び条件で、実施例及び比較例の冷延薄鋼板を作製した。そして、これらの冷延薄鋼板についても、前述の実施例１と同様の方法で、引張強度、伸び、穴拡げ率及びミクロ組織における各相の体積分率を測定した。その結果を下記表５にまとめて示す。なお、下記表４に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、下記表４においては、本発明の範囲外の条件には下線を付して示しており、下記表５においては、引張強度が１１００ＭＰａ未満、穴拡げ率が４０％未満、ミクロ組織における体積分率が本発明の範囲から外れるものには、下線を付して示している。

上記表５に示すように、Ｃｒ及びＭｎを複合添加することにより、Ｍｎ含有量が２．０％未満であっても、穴拡げ率を４０％以上とすることができ、十分な強度と穴拡げ性とのバランスが得られた。一方、比較例Ｎｏ.５７（鋼種ＢＧ）の冷延薄鋼板は、［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］が本発明の範囲よりも少ないため、穴拡げ性が劣っていた。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．２２％、
   Ｓｉ：０．００１〜０．８％、
   Ｍｎ：２．０〜３．０％、
   Ｐ：０．００１〜０．１％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
   Ａｌ：０．００１〜０．２％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
   ミクロ組織が、未変態のフェライト相：１〜３０体積％、マルテンサイト相：５０体積％以上、ベイナイト相：１０〜３０体積％、及び残留オーステナイト：５体積％以下からなり、
   引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、
   かつ穴拡げ率が４０％以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。
2. 質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．２２％、
   Ｓｉ：０．００１〜０．８％、
   Ｍｎ：１．５〜３．０％、
   Ｐ：０．００１〜０．１％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
   Ａｌ：０．００１〜０．２％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有すると共に、
   Ｃｒを含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］としたとき、下記数式（Ａ）を満たす組成を有し、
   ミクロ組織が、未変態のフェライト相：１〜３０体積％、マルテンサイト相：５０体積％以上、ベイナイト相：１０〜３０体積％、及び残留オーステナイト：５体積％以下からなり、
   引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、
   かつ穴拡げ率が４０％以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度冷延薄板鋼板。
   

   
3. 更に、質量％で、
   Ｍｏ：０．１１〜１．０％及びＮｂ：０．００３〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。
4. 更に、質量％で、
   Ｃｏ：０．０１〜１％及びＷ：０．０１〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。
5. 更に、質量％で、
   Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。
6. 更に、質量％で、
   Ｃａ、Ｍｇ及びＲｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。
7. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋳造スラブを、直接又は一旦１０００℃以下まで冷却した後で再度加熱して熱間圧延し、熱延コイルを得る工程と、
   前記熱延コイルを巻取り、酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、
   前記冷延鋼板を、最高到達温度を（Ａｃ_３変態温度−３０℃）以上でかつＡｃ_３変態温度未満の範囲にして熱処理した後、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で６８０〜７８０℃の第１の温度域まで冷却し、引き続き４０〜７０℃／秒の冷却速度で２５０〜３５０℃の第２の温度域まで冷却した後、この第２の温度域で１０〜５００秒間保持する工程と、を有することを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
8. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有すると共に、Ｃｒを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］としたとき、下記数式（Ａ）を満たす組成の鋳造スラブを、直接又は一旦１０００℃以下まで冷却した後で再度加熱して熱間圧延し、熱延コイルを得る工程と、
   前記熱延コイルを巻取り、酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、
   前記冷延鋼板を、最高到達温度を（Ａｃ_３変態温度−３０℃）以上でかつＡｃ_３変態温度未満の範囲にして熱処理した後、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で６８０〜７８０℃の第１の温度域まで冷却し、引き続き４０〜７０℃／秒の冷却速度で２５０〜３５０℃の第２の温度域まで冷却した後、この第２の温度域で１０〜５００秒間保持する工程と、を有することを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
   

   
9. 前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｍｏ：０．１１〜１．０％及びＮｂ：０．００３〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項７又は８に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
10. 前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％及びＷ：０．０１〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項７乃至９のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
11. 前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項７乃至１０のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。
12. 前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｒｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項７乃至１１のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。