JP2010156032A

JP2010156032A - 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板

Info

Publication number: JP2010156032A
Application number: JP2009000268A
Authority: JP
Inventors: Akira Ibano; 朗伊庭野; Toshio Murakami; 俊夫村上; Hideo Hatake; 英雄畠; Kenji Saito; 賢司斉藤
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2009-01-05
Filing date: 2009-01-05
Publication date: 2010-07-15
Anticipated expiration: 2029-01-05
Also published as: JP5329979B2

Abstract

【課題】従来と同様の成分系の二相組織鋼（ＤＰ鋼）を対象としつつ、伸びと伸びフランジ性のバランス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％超０．３０％以下、Ｓｉ：３．０％未満（０％を含む）、Ｍｎ：０．５〜５．０％、Ｐ：０．１％未満、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％超１．００％以下を含み、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、面積率で５％以上９５％以下の焼戻しマルテンサイトと残部がフェライトから構成される二相組織を有し、前記フェライト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・αと前記焼戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・Ｍとの比Ｃ_Ｍｎ・α／Ｃ_Ｍｎ・Ｍが０．９５以上である高強度冷延鋼板。
【選択図】なし

Description

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。

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。

このため、引張強度を確保しながらも伸び（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。

上記のようなニーズを受けて、フェライトと焼戻しマルテンサイトから構成される二相組織鋼（ＤＰ鋼）において、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差を縮小する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。

例えば特許文献１には、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差について、焼鈍後の冷却によってマルテンサイト分率を変化させることによりマルテンサイトへの炭素濃化を変化させてマルテンサイト硬さを変化させるとともに、焼戻しによってマルテンサイト硬さを低下させることで、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差を縮小させて、伸びおよび伸びフランジ性を確保した高強度鋼板が開示されている。

また、特許文献２には、鋼組成を調整することでフェライト硬さを上昇させ、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差を縮小させて、伸びフランジ性を確保した高強度鋼板が開示されている。

これらの特許文献においては、必要とされる機械的特性に合わせた成分設計および組織設計の思想が開示されている。一方で、昨今の原料コスト高騰の中、高価な合金元素を用いることなく、従来と同様の成分系で、かつ組織はそのままに、成形性（伸びＥｌと伸びフランジ性λのバランス）を改善することが強く要請されている。

特開２００５-２５６０８９号公報特開２００４-２１１１１９号公報

そこで本発明の目的は、従来と同様の成分系の二相組織鋼（ＤＰ鋼）を対象としつつ、伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板を提供することにある。

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％超０．３０％以下、
Ｓｉ：３．０％未満（０％含む）
Ｍｎ：０．５〜５．０％、
Ｐ：０．１％未満、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％超１．００％以下
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、
面積率で５％以上９５％以下の焼戻しマルテンサイトと残部がフェライトから構成される二相組織を有し、
前記フェライト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・αと前記焼戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・Ｍとの比Ｃ_Ｍｎ・α／Ｃ_Ｍｎ・Ｍが０．９５以上である
ことを特徴とする伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板である。

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に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板である。

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に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板である。

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、成分と組織を変更することなく、フェライト中とマルテンサイト中のＭｎ濃度の比を一定値以上とすることで、伸びと伸びフランジ性のバランス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。

式（３）におけるｍ^＊とＶ_αとの関係を模式的に説明するグラフ図である。

本発明者らは、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１、２参照）に着目し、伸びを確保しつつ、伸びフランジ性を改善できれば、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善しうる高強度鋼板が得られると考え、伸びフランジ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。

検討の結果、以下の知見が得られた。すなわち、限定された成分系においても、フェライト中とマルテンサイト中のＭｎ濃度の比を一定値以上とすることで、フェライト相中へのＭｎの固溶量が増加しフェライトの硬さが上昇すると同時に、マルテンサイト相中へのＭｎの固溶量が減少しマルテンサイトの硬さが低下する。この結果、フェライトとマルテンサイトの硬さの差が小さくなり、フェライトとマルテンサイトの界面における応力集中が低減し伸びフランジ性が向上する。もしくは、Ｍｎ固溶量の増加によりフェライト自体の強度も上昇しているので、フェライトの面積率をある程度確保することで（すなわち、マルテンサイトの面積率が減少しても）鋼板の強度を確保しつつ、伸びも向上させることができる。したがって、フェライト中とマルテンサイト中のＭｎ濃度の比を一定値以上とするとともに、フェライトとマルテンサイトの面積率の割合を所定範囲とすることで、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善しうることがわかった。

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。

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。

〔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１、２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、フェライト中と焼戻しマルテンサイト中のＭｎ濃度の比が一定値以上に制御されている点で、上記特許文献１、２の鋼板とは相違している。

＜フェライト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・αと焼戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・Ｍとの比Ｃ_Ｍｎ・α／Ｃ_Ｍｎ・Ｍが０．９５以上＞
二相組織鋼全体の強度は、その軟質相であるフェライト相と硬質相であるマルテンサイト相の体積率および強度の加算則で決定されると考えられ、下記式（１）で表現される。

ＴＳ_{ｔｏｔａｌ}＝Ｖ_α×ＴＳ_α＋Ｖ_Ｍ×ＴＳ_Ｍ・・・式（１）
（ここに、ＴＳ_{ｔｏｔａｌ}：二相組織鋼全体の引張強度、ＴＳ_ｉ：ｉ相の引張強度、Ｖ_ｉ：ｉ相の体積率、α：フェライト相、Ｍ：マルテンサイト相）

また、各相の体積率の和は１であるので、下記式（２）の関係が成り立つ。

Ｖ_α＋Ｖ_Ｍ＝１・・・式（２）

上記式（１）および式（２）から下記式（３）が導かれる。

Ｖ_α＝１−（Ａ−１）／（ｍ^＊−１）・・・式（３）
（ここに、Ａ＝ＴＳ_{ｔｏｔａｌ}／ＴＳ_α、ｍ^＊＝ＴＳ_Ｍ／ＴＳ_α；マルテンサイトとフェライトの引張強度の比）

上記式（３）において、フェライト相の引張強度ＴＳ_αは、マルテンサイト相の引張強度ＴＳ_Ｍおよび二層組織鋼全体の引張強度ＴＳ_{ｔｏｔａｌ}より小さいことから、Ａ＞１、ｍ^＊＞１、すなわち、（Ａ−１）＞０、（ｍ^＊−１）＞０である。

ここで、フェライト体積率Ｖ_αは、経験的に伸びにほぼ比例することが知られている。また、各相の引張強度は、その硬さにほぼ比例することから、マルテンサイトとフェライトの引張強度の比ｍ^＊は、マルテンサイトとフェライトの硬さの比にほぼ相当し、この硬さの比が小さくなるほど伸びフランジ性が改善されることが経験的に知られている。

上記式（３）で表現されるように、Ｖ_αとｍ^＊はＡを介してトレードオフの関係にあり、この式（３）を、横軸をｍ^＊、縦軸をＶ_αとするグラフに描くと、ｍ^＊＞１、０≦Ｖ_α≦１であるので、Ｖ_α＝１とｍ^＊＝１を漸近線とするｙ＝−１／ｘ形の曲線となる（図１参照）。ここで、二相組織鋼全体の引張強度ＴＳ_{ｔｏｔａｌ}を目標強度（一定）とする条件下では、フェライトとマルテンサイトとの間におけるマルテンサイト側へのＭｎの濃縮が大きい場合には、フェライト中へのＭｎの固溶量が減少するためにＴｓ_αは小さくなり、ｍ^＊軸との切片のＡの値が大きくなり（図１中のＡ_２）、曲線全体が高ｍ^＊側へシフトする。

逆に、フェライトとマルテンサイトとの間におけるマルテンサイト側へのＭｎの濃縮が小さい場合には、フェライト中へのＭｎの固溶量が増大するためにＴｓ_αは大きくなり、ｍ^＊軸との切片のＡの値が大きくなり（図１中のＡ_１）、曲線全体が低ｍ＊側へシフトする。

したがって、上記式（３）から明らかなように、後者の場合の方が、Ｖ_αが一定の条件下ではｍ^＊が小さくなる、または、ｍ^＊が一定の条件下ではＶ_αが大きくなり、Ｖ_αとｍ^＊の適切な組合せを選択できる自由度が広がり、伸びと伸びフランジ性のバランスを向上させることができる。

上記「Ｖ_αが一定の条件下ではｍ^＊が小さくなる」ということは、限定された成分系の制約下でも熱処理プロセスを工夫することにより、フェライトとマルテンサイトの間におけるマルテンサイト側へのＭｎの濃縮を抑制し、該Ｍｎの濃縮に伴う、ＴＳ_αの過度の低下とＴＳ_Ｍの過度の上昇を抑制して、マルテンサイトとフェライトとの硬さの比ｍ^＊を低下させることでフェライトとマルテンサイトの界面における応力集中が緩和され伸びフランジ性が改善されることを意味する。

また、上記「ｍ^＊が一定の条件下ではＶ_αが大きくなる」ということは、フェライトとマルテンサイトの間におけるマルテンサイト側へのＭｎの濃縮が小さいほうが、Ｍｎの固溶強化作用によりフェライトの強度が上昇するので、フェライト分率を大きくしても二相組織鋼全体の強度を確保することができ、かつフェライト分率を大きくすることにより伸びを確保できることを意味する。

上記作用を有効に発揮させるには、フェライト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・αと焼戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・Ｍとの比Ｃ_Ｍｎ・α／Ｃ_Ｍｎ・Ｍを０．９５以上、より好ましくは０．９７以上とする。

＜面積率で５％以上９５％以下の焼戻しマルテンサイトと残部がフェライト＞
上記フェライト中とマルテンサイト中のＭｎ濃度の比を制御するとともに、フェライトとマルテンサイトの面積率の割合を調整することで、伸びと伸びフランジ性のバランスを確保しつつ、強度を確保する。

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５％以上（好ましくは１０％以上、さらに好ましくは２０％以上、特に好ましくは３０％以上）９５％以下（好ましくは９０％以下、さらに好ましくは８５％以下、特に好ましくは８０％以下）とする。なお、残部はフェライトである。

以下、焼戻しマルテンサイトの面積率、および、フェライト中とマルテンサイト中における平均Ｍｎ濃度の測定方法について説明する。

まず、焼戻しマルテンサイトの面積率については、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。

次に、フェライト中とマルテンサイト中における平均Ｍｎ濃度については、以下のようにして求めた。すなわち、ｔ／４（ｔ：板厚）付近で板厚方向沿いに１００μｍの距離を、加速電圧：１５ｋＶ、照射電流：０．３μＡ、測定間隔：０．２μｍの測定条件にてＥＰＭＡによりライン分析を行った。そして、このライン分析の結果を用いて、組織写真から識別したフェライトとマルテンサイトの各結晶粒ごとに平均Ｍｎ濃度を求め、それらについて更に各々の相ごとに平均をとり、フェライト相とマルテンサイト相の平均Ｍｎ濃度を算出した。

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。

〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０３％超０．３０％以下
Ｃは、マルテンサイトの面積率に影響し、引張強度、伸びおよび伸びフランジ性のバランスに影響する重要な元素である。０．０３％以下ではマルテンサイトの面積率が不足するため引張強度および伸びフランジ性が確保できず、一方、０．３０％超ではフェライト面積率が不足するため、伸びが確保できない。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。

Ｓｉ：３．０％未満（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％以上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。

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。

Ｐ：０．１％未満
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％未満とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。

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。

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。

Ａｌ：０．０１％超１．００％以下
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％以下では鋼中に固溶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。

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。

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。

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。

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。

〔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う。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ_３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。

そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍からの空冷、さらには焼戻しを行う。

［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、加熱時において２相域（Ａｃ_１からＡｃ_３までの間）を３℃／ｓ以上（より好ましくは２０℃／ｓ以上、特に好ましくは４０℃／ｓ以上）の昇温速度で通過させ、焼鈍加熱温度：Ａｃ_３以上１０００℃以下（より好ましくはＡｃ_３＋２０℃以上Ａｃ_３＋８０℃以下）に加熱し、焼鈍保持時間：６００ｓ（より好ましくは３００ｓ）以下保持した後、焼鈍加熱温度から７００℃以下４５０℃以上の温度まで５℃／ｓ以上（より好ましくは１０℃／ｓ以上、特に好ましくは２０℃／ｓ以上）の冷却速度で空冷し、続いてＭｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する。

＜加熱時において２相域を３℃／ｓ以上（より好ましくは２０℃／ｓ以上、特に好ましくは４０℃／ｓ以上）の昇温速度で通過＞
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であるため、２相域においてはフェライトよりもオーステナイトにＭｎが多く配分されやすい。このようなオーステナイトへのＭｎの濃縮挙動は昇温時にも起こり、オーステナイト単相域まで加熱する途中に２相域を通過する際に、該２相域でオーステナイトの部分へのＭｎの拡散が進行してＭｎが濃縮し、その後オーステナイト単相域まで昇温されても前記２相域でのＭｎの濃縮が継承される。そこで、従来１〜２℃／ｓであった２相域通過時の昇温速度を３℃／ｓ以上（より好ましくは２０℃／ｓ以上、特に好ましくは４０℃／ｓ以上）の急速加熱とすることで、２相域の通過時間を短縮して該２相域でのオーステナイトの部分へのＭｎの拡散時間を短縮することによりＭｎの濃縮を低減する。

＜焼鈍加熱温度：Ａｃ_３以上１０００℃以下（より好ましくはＡｃ_３＋２０℃以上Ａｃ_３＋８０℃以下）、焼鈍保持時間：６００ｓ（より好ましくは３００ｓ）以下＞
焼鈍加熱時にフルオーステナイト（オーステナイト単相組織）とし、Ｍｎの濃縮を低減するためである。焼鈍加熱温度がＡｃ_３℃未満では、二相組織となりフェライトとオーステナイトの間でオーステナイトへのＭｎの濃縮が助長されてしまい、最終組織におけるフェライトと焼戻しマルテンサイトの硬さの比が増大して伸びと伸びフランジ性とのバランスを確保できなくなる。フルオーステナイト化をより完全とするため、焼鈍保持温度はＡｃ_３＋２０℃以上とするのがより好ましい。一方、焼鈍保持温度は１０００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、その粒径が不均一となるので安定的な機械的特性を確保できなくなる。また、焼鈍保持後の空冷の際におけるフェライトへの変態の応答性を考慮すると、焼鈍保持温度はＡｃ_３＋８０℃以下とするのがより好ましい。

焼鈍保持時間が６００ｓを超えると、オーステナイト粒が粗大化し、その粒径が不均一となり安定的な機械的特性を確保できなくなる。また、焼鈍保持後の空冷の際におけるフェライトへの変態の応答性を考慮すると、焼鈍保持時間は３００ｓ以下とするのがより好ましい。

＜焼鈍加熱温度から７２０℃以下４５０℃以上の温度まで５℃／ｓ以上（より好ましくは１０℃／ｓ以上、特に好ましくは２０℃／ｓ以上）の冷却速度で空冷＞
空冷時にフェライトを導入し、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を確保するためである。空冷温度が７２０℃超では、空冷時においてフェライトが導入されず、一方、４５０℃未満では、マルテンサイトを確保できなくなる。

また、冷却によりフルオーステナイトからフェライトを導入する際に、フェライト変態を促進させつつ、フェライトとマルテンサイトの間でのマルテンサイト側へのＭｎの濃縮を抑制するために、５℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上、特に好ましくは２０℃／ｓ以上の冷却速度で空冷する。

＜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の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。

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、鋼板の強度が確保できなくなる。

［焼戻し条件］
焼戻し条件は特に限定されるものではないが、所望の強度と成形性が得られるように、１５０〜５５０℃の温度範囲に６０ｓ以上１２００ｓ以下保持するような焼戻し（再加熱処理）を行うのが望ましい。

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。

なお、鋼のＡｃ_１点、Ａｃ_３点およびＭｓ点は以下の式で求め、表１に各鋼種のＡｃ_３点とＭｓ点を併記した。

Ａｃ_１（℃）＝７２３＋２９．１・［Ｓｉ］−１０．７・［Ｍｎ］＋１６．９・［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］ …式（４）

Ａｃ_３（℃）＝９１０−２０３・√［Ｃ］−１５．２・［Ｎｉ］＋４４．７・［Ｓｉ］＋３１．５・［Ｍｏ］−３３０・［Ｍｎ］＋１１・［Ｃｒ］＋２０・［Ｃｕ］−７２０・［Ｐ］−４００［Ａｌ］ …式（５）

Ｍｓ（℃）＝５５０−３６１・［Ｃ］−３９・［Ｍｎ］−２０・［Ｃｒ］−１７・［Ｎｉ］−１０・［Ｃｕ］−５・［Ｍｏ］＋３０・［Ａｌ］ …式（６）

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。

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。

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、フェライト中とマルテンサイト中における平均Ｍｎ濃度を測定した。

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ＪＩＳＺ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳＺ２２４１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。

測定結果を表３と表４に示す。なお、これらの表中のΔ（Ｅｌ・λ）は、各鋼の（Ｅｌ・λ）から比較鋼の（Ｅｌ・λ）を差し引いたものであり、伸びＥｌと伸びフランジ性λのバランスの向上効果を示す指標として、値の大きいものほど伸びＥｌと伸びフランジ性λのバランスが良いことを意味する。

これらの表に示すように、発明鋼である鋼Ｎｏ．２〜６、８、１０、１２、１４、１６、３４、３６、３８、４０、４２および４４は、いずれもフェライト中とマルテンサイト中のＭｎ濃度の比が０．９５以上であり１に近いのに対し、上記発明鋼と鋼の組成は同じであるが２相域の加熱速度が推奨範囲を外れている鋼Ｎｏ．１、７、９、１１、１３、１５、３３、３５、３７、３９、４１および４３は、いずれも上記Ｍｎ濃度の比が０．９１以下であり０．９５に満たない。

そして、上記各発明鋼は、いずれも引張強度ＴＳが比較例と同等以上で、伸びＥｌと伸びフランジ性λのバランス（Ｅ・λ）が上記各比較鋼に比べて１００％・％以上改善されていることがわかる。

また、２相域の加熱速度または空冷速度がより好ましい、または、特に好ましい範囲にある鋼Ｎｏ．３〜６は、比較鋼である鋼Ｎｏ．１と比較して（Ｅｌ×λ）が３００％・％以上高く、２相域の加熱速度と空冷速度がともに単に好ましい範囲にある鋼Ｎｏ．２よりもさらに伸びＥｌと伸びフランジ性λのバランスが向上している。

これに対して、鋼Ｎｏ．１８と２２は、焼鈍加熱温度が低すぎる、または、空冷速度が遅すぎることにより、フェライトとマルテンサイトとの間でマルテンサイト側へのＭｎの濃縮が大きくなり、比較鋼である鋼Ｎｏ．１と比較すると、引張強度ＴＳはほぼ同等の値を確保できているものの、伸びＥｌと伸びフランジ性λのバランスが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１７と１９は、焼鈍加熱温度が高すぎる、または、焼鈍保持時間が長すぎることにより、旧オーステナイト粒が粗大化し、比較鋼である鋼Ｎｏ．１と比較して、引張強度ＴＳはほぼ同等の値を確保できているものの、伸びＥｌと伸びフランジ性λのバランスの改善が見られない。

また、鋼Ｎｏ．２０と２１は、空冷温度が高すぎる、または、低すぎるために、にマルテンサイト面積率が適正範囲を外れている。

また、鋼Ｎｏ．２４は、Ｃ含有量が高すぎることにより、鋼の組織にフェライトが導入されていない。

一方、鋼Ｎｏ．２３と２５は、Ｃ含有量が低すぎる、または、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、マルテンサイト面積率が確保されていない。

また、鋼Ｎｏ．２６は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、焼入れ性が確保できずマルテンサイト面積率が十分に確保されずベイナイトが含まれるため、伸びと伸びフランジ性のバランスが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．２７は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、焼入れ時（焼鈍加熱後の急冷時）にオーステナイトが残留するため、伸びＥｌと伸びフランジ性λのバランスが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．２８〜３２は、Ｐ、Ｓ、ＡｌまたはＮの含有量が本発明の範囲を外れており、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していない、または若干成分系が異なるが、比較鋼である鋼Ｎｏ．１と比較すると、フェライトとマルテンサイトとの間でのＭｎ濃度比が鋼Ｎｏ．１と同等であっても引張強度ＴＳが劣っているか、もしくは、引張強度ＴＳがほぼ同等の場合は伸びＥｌ、伸びフランジ性λの絶対値が著しく劣っている。

Claims

質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０３％超０．３０％以下、
Ｓｉ：３．０％未満（０％含む）
Ｍｎ：０．５〜５．０％、
Ｐ：０．１％未満、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１％超１．００％以下
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、
面積率で５％以上９５％以下の焼戻しマルテンサイトと残部がフェライトから構成される二相組織を有し、
前記フェライト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・αと前記焼戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度Ｃ_Ｍｎ・Ｍとの比Ｃ_Ｍｎ・α／Ｃ_Ｍｎ・Ｍが０．９５以上である
ことを特徴とする伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。
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に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。
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に記載の伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板。