JP2011038121A - 高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】９００ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力冷延鋼板で、伸び、伸びフランジ性、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼を、熱延および冷延後、所定の条件の焼鈍処理を順次施すことにより、面積率で５〜１５％のフェライト相と残部が焼戻しマルテンサイト相からなる複合組織を有し、前記フェライト相の粒径が１０μｍ以下であり、かつ全フェライト粒のうち６０％以上のフェライト粒が他のフェライト粒と接していないことを特徴とする高張力冷延鋼板を作製する。
【選択図】なし

Description

本発明は、主として自動車の車体部品等の使途に好適な、少なくとも９００ＭＰａの引張強さを有する高張力冷延鋼板に係り、特に伸びフランジ性、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法に関する。なお、「伸びフランジ性に優れた」とは、穴拡げ率λが８０％ 以上である場合をいい、「強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた」とは、引張強さＴＳ、全伸びＥｌ、穴広げ率λの積ＴＳ×Ｅｌ×λが１００００００ＭＰａ％²以上である場合をいうものとする。

近年、自動車からのＣＯ₂の排出量を抑えるために、高張力鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体にはＴＳが５９０〜７８０ＭＰａ程度の高張力鋼板が多く使用されるようになってきている。今後、さらに高強度化が進み、９００ＭＰａ以上の強度の鋼板も多く使用されるようになると思われる。

しかしながら、鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くがプレス加工により成形されるため、車体部品用として使用される高張力鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。そのため、鋼板の機械的特性として、高い強度ＴＳを有しながら、高い伸びフランジ性（穴拡げ率λ）および高延性を有することが求められている。

高強度かつ高延性を有する鋼板として、母相をフェライト組織とし、該フェライト組織中にマルテンサイトが分散したフェライト・マルテンサイトの複合組織鋼板（Ｄｕａｌ-Ｐｈａｓｅ（ＤＰ）鋼板）が知られている（例えば特許文献１参照）。このＤＰ鋼板は、硬質相であるマルテンサイトを含有することにより高強度を実現しつつ、軟質層であるフェライト相により高い伸びＥｌを有している。しかしながら、硬度差の大きいマルテンサイト相とフェライト相が混在する結果、マルテンサイトとフェライトの界面でのボイド発生、亀裂進展が容易なため、伸びフランジ性（穴広げ性λ）が悪いという問題点がある。

そこで、ＤＰ鋼の伸びフランジ性を改善するため、ＤＰ鋼に焼戻し焼鈍を加えることでＤＰ鋼中のマルテンサイトの硬度を低下させ、フェライトとマルテンサイトの硬度差を小さくした鋼板が開発されている（例えば特許文献２、３）。しかしながら、これらの鋼は焼き戻しにより強度が低下するため、ＴＳが８００ＭＰａ以下であり、今後の自動車の更なる軽量化のためには、強度が十分とはいえない。

また、最近ではＴＲＩＰ鋼板が注目されている。ＴＲＩＰ鋼板は、フェライト組織あるいはフェライト、ベイナイト、マルテンサイトの複相組織中に残留オーステナイトを生成させ、この残留オーステナイトが加工変形中に歪誘起変態することにより優れた延性を発揮するものである。例えば、特許文献４ではＴＳ：１０８ＭＰａ、Ｅｌ：２ ２％という優れた強度−伸びバランスを有するものが得られている。しかしながら、このＴＲＩＰ鋼板も、歪誘起変態により生成したマルテンサイトと母相組織の界面で破壊が進行しやすいため、伸びフランジ性に劣るという欠点を有しており（特許文献４の例では、ＴＳが１０８ＭＰａのとき、λ：２ ０ ％ ）、適用用途が限られている。

そこで、残留オーステナイトによる優れた強度・伸びのバランスを維持しつつ、しかも伸びフランジ性等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。例えば特許文献５に記載されているように、焼戻マルテンサイト、焼戻ベイナイトを母相組織とし、残留オーステナイトを第２相組織とするＴＲＩＰ 鋼板が開示されている。しかしながら、これらの鋼でも穴広げ率λは５０％程度であり、厳しい条件のプレス加工には不十分である。また、焼戻マルテンサイト、焼戻ベイナイトを母相組織としているため、強度も十分ではない。

また、数百ｎｍの大きさの微細な残留オーステナイト相を分散させることで、歪誘起変態で生成したマルテンサイトの大きさを小さいものとし、マルテンサイト近傍での破壊を抑制することを主旨とした鋼板が提案されている（特許文献６）。しかしながら、このような微細分散した残留オーステナイト相を含む鋼を作製するために、（１）オーステナイト安定化元素としてＣｏ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｐｔなどの高価な元素を添加するため、コストが高くなることや、（２）１２７０℃５時間以上の溶体化処理やオーステナイト安定化元素を偏析させるための長時間焼鈍が必要であり、かつ焼鈍時間を厳密に制御する必要があり、工程が複雑すぎて工業材料に適していないこと、（３）残留オーステナイトを確保するためにＳｉを添加する必要があり、めっき鋼板には適用できない、（４）残留オーステナイトが小さすぎて、歪誘起変態が起こりにくく、ＴＲＩＰ鋼の特徴である高い伸びが発現することが難しい、などの問題点がある。

一方、高強度と高伸びフランジ性を有する鋼板として、特許文献７に記載されている、ベイナイト鋼板（ＴＳ：７５５ＭＰａのとき、λ：７５％）がある。しかしながら、伸びフランジ性向上のためベイナイトの単一組織化を指向しているため、伸びの値が低く（ＴＳ：７５５ＭＰａのとき、Ｅｌ：２３％）、さらには強度の点でもＴＳ：７５５ＭＰａに留まっており、ハイテン化要望に十分には応えられず、適用用途が限定されているのが実情である。

特開昭５５−１２２８２１号公報 特開平５−３１１２４４ 号公報 特開２００４−５２０７１ 号公報 特開平９−１０４９４７号公報 特開２００２−３０９３３４号公報 特開２００５−１７９７０３号公報 特開平３−１８０４２６号公報

本発明の目的は、主として自動車の車体部品等の使途に好適な９００ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力冷延鋼板で、伸び、伸びフランジ性、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法を提供することである。

本発明の主旨とするところは、以下の通りである。
（１）引張強さ９００ＭＰａ以上を有する高張力冷延鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を少なくとも含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で５〜１５％のフェライト相と残部が焼戻しマルテンサイト相とからなる複合組織を有し、前記フェライト相の粒径が１０μｍ以下であり、かつ全フェライト粒のうち６０％以上のフェライト粒が他のフェライト粒と接していないことを特徴とする高張力冷延鋼板。

（２）前記組成に加えてさらに、質量％ で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂのうちの１種または２種以上を合計で２．０％ 以下含有することを特徴とする（１）記載の高張力冷延鋼板。
（３）前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂを０．００５％以下含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高張力冷延鋼板。
（４）前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上を合計で０．１％ 以下含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。

（５）引張強さ９００ＭＰａ以上を有する高張力冷延鋼板の製造方法であって、質量％ でＣ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を少なくとも含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、加熱温度：１０００℃以上に加熱したのち、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：８００℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：７５０℃ 以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板に（Ａｃ３変態点）〜（Ａｃ３変態点＋５０℃）の温度範囲の焼鈍温度に加熱し１０〜１２０ｓ間保持する焼鈍処理を施した後、該焼鈍温度から（Ａｃ３変態点−１５０℃）〜（Ａｃ３変態点−５０℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となる冷却を施し、該所定温度で１０〜１０００ｓ間保持し、その後３００℃以下まで、少なくとも前記所定温度から３００℃ までの平均冷却速度が５０℃／ｓ以上となる冷却を施し、次いで、４００〜４５０℃の温度範囲で６０〜２００ｓ間焼戻しする焼鈍工程と、からなることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。

（６）前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂのうちの１種または２種以上を合計で２．０％ 以下含有することを特徴とする（５）に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
（７）前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂを０．０００２〜０．００５％含有することを特徴とする（５）または（６）に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
（８）前記組成に加えてさらに、質量％ で、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上を合計で０．１％以下含有することを特徴とする（５）〜（７）のいずれかに記載の高張力冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、９００ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力冷延鋼板で、伸び、伸びフランジ性、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた高張力冷延鋼板を提案でき、大幅な設備改造することなく製造することができる。

本発明者らは、高強度鋼板における伸び及び伸びフランジ性を更に高める実験検討を続けた結果、「従来のＤＰ鋼板やＴＲＩＰ鋼板が、延性（伸び）は良好であるのに伸びフランジ性（穴広げ性：λ）に劣る理由は、これら鋼板に含まれる軟質相（主としてフェライト相）と硬質相（元々含まれるマルテンサイト、および残留オーステナイトが歪誘起変態して生成したマルテンサイト）の界面近傍に応力集中がおこり、該界面近傍の軟質相中にボイドや亀裂が発生し、該界面近傍の軟質相中を亀裂が容易に進展し、鋼板が早期に破壊するからである」ということを見出した。その考えに基づき、軟質相の結晶粒が粗大でなく、しかも、それらの結晶粒が繋がっていないで孤立した状態であれば、伸びフランジ性を顕著に改善できることを見出した。

以下、本発明の高強度鋼板について詳述する。

まず、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。組織は、面積率で５〜１５％のフェライト相と残部が焼き戻しマルテンサイト相からなる複合組織とする。良好な延性（伸び）を得るためにはある程度の量のフェライト相（軟質相）が必要である。一方で、９００ＭＰａ以上の高強度を得るためには、硬質相が必要である。軟質相と硬質相の割合は、それぞれの相の強度と所望の鋼板強度によって必然的に決まる。

硬質相の強度が高すぎると、軟質相との強度差が大きくなり、硬質相と軟質相の界面近傍の応力集中が顕著になり、破壊亀裂が生じやすくなる。また、鋼板全体としての所望の強度を実現するためには、硬質相の強度が高いと、軟質相の分率を増加させることになる。軟質相分率が高いと、後述するように、軟質相の結晶粒同士が隣接する確率が高くなり、亀裂進展が容易になるため、伸びフランジ性が悪くなる。逆に、硬質相の強度が低すぎると、軟質相分率を極端に低くすることになり（例えば、硬質相としてベイナイトを用いるとフェライト分率は０に近くなる）、伸びが悪くなる。

本発明では、硬質相として焼き戻しマルテンサイトを用いた。焼き戻しマルテンサイトは、強度がマルテンサイトよりも低いため、前記応力集中をある程度緩和でき、良好な伸びフランジ性を得ることができる。また、焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻し条件により強度を変化させることができるので、必要に応じて特性の違う鋼を作り分けることができるメリットがある。フェライト分率は、下記で詳細に説明するように、高すぎるとフェライト粒同士が隣接する確率が高くなり、亀裂進展が容易になるため、伸びフランジ性が悪くなる。逆にフェライト分率が低すぎると伸びが悪くなる。以上の理由から、フェライト分率は面積率で５〜１５％とした。

フェライト粒径は１０μｍ以下が望ましい。鋼板を伸びフランジ変形させると、フェライト粒内のマルテンサイトとの界面近傍で発生した亀裂がフェライト粒の中を容易に進展する。すなわち、発生初期の亀裂（初期亀裂）の大きさはフェライト粒径に依存する。変形が進むにつれて、初期亀裂が成長し、最終的に破壊に至るが、初期亀裂の大きさが１０μｍ以下だと、容易には破壊に至らない。逆に初期亀裂の大きさが１０μｍ超だと、その初期亀裂は容易に進展し、破壊に至る。従って、フェライト粒径は１０μｍ以下が望ましい。なお、容易に進展を開始する亀裂の大きさは、鋼板の強度レベルによっても違う。本発明の範囲では、１０μｍが臨界の大きさである。

全フェライト粒のうち６０％以上のフェライト粒が他のフェライト粒と接していないことも必要である。フェライト粒同士が隣接していると、硬質相との界面近傍で発生した亀裂がフェライト粒の続く範囲で進展できるため、亀裂が大きくなり、早期に破壊に至り、伸びフランジ性が悪くなる。フェライト粒が硬質相中に孤立していれば、硬質相との界面近傍で発生した亀裂は一つのフェライト粒の範囲内でしか容易に成長できないので、亀裂は大きくならず、破壊が遅れ、良好な伸びフランジ性が得られる。全フェライト粒のうち６０％以上のフェライト粒が孤立した状態にあれば、所望の伸びフランジ性が得られる。従来のＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼では、軟質相が母相であり、軟質相が非常に広い領域に繋がっている（鋼板全体に繋がっていることもある）。そのため、亀裂が容易に大きくなり、早期破壊に至り、伸びフランジ性が悪くなる。

次に、本発明鋼の化学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。
Ｃ：０．０８〜０．２０％
Ｃ は焼入れ性を向上させ、マルテンサイトを生成させるために有用である。本発明では、硬質相として最初にマルテンサイトを８５〜９５％（面積率）生成させる必要があるため、最低でも０．０８％必要である。一方、Ｃ が過剰になると、鋳造段階で中心偏析による欠陥が生じ易くなるうえ、溶接性も悪くなる。従って上限を０．２０％とした。

Ｓｉ：０．０１〜１．５％
Ｓｉはフェライト相の固溶強化元素として有用な元素である。フェライト相の強度が高くなると、硬質相との強度差が小さくなるため、応力集中が緩和され、伸びフランジ性を向上させる。従って、好ましくは１．０％ 以上必要である。しかしながら、めっき鋼板としてめっきを施す場合、Ｓｉ添加はめっき性を著しく劣化させるため、Ｓｉは少ないほうが良い。０．０１％程度だとめっき性に大きく影響しないため、めっき性を考慮する必要がある場合の下限値は０．０１％とする。一方、１．５％を超えて添加すると、Ｓｉの効果が飽和するだけでなく、加工性が劣化するため、上限を１．５％とした。

Ｍｎ：０．１〜２．５％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に固溶強化元素として有用であるだけでなく、Ｃと同様に焼入れ性を向上させるためにも有用である。９００ＭＰａ以上の高強度鋼板で所望の特性を得るためには、最低０．１％のＭｎが必要である。但し、２．５％ を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。従って上限値を２．５％とした。

Ｐ：０．０８％以下
Ｐは熱延時の加工性を劣化させるため、低いほうが望ましい。０．０８％以下だと影響が小さいため、０.０８％を上限とした。より好ましくは０．０３％以下が望ましい。

Ｓ：０．００５％以下
ＳはＭｎ硫化物を形成し、Ｍｎ硫化物が破壊起点となり伸びフランジ性を劣化させる。従って、Ｓは低い方が望ましい。後述するように、ＣａやＲＥＭを添加するとＭｎ硫化物の生成が抑制されるため、ＣａやＲＥＭを適量添加した場合は、Ｓは最大０．００５％まで添加しても伸びフランジ性に顕著な影響は出ない。従って、Ｓの上限を０．００５％とした。望ましくは０．００２％以下、さらに望ましくは０．００１％以下とする。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは、脱酸のために０．０１％以上を添加するが、添加量が増加するとアルミナ等の介在物が増加し、伸びフランジ性が劣化するため０．０８％を上限とする。

Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
Ｔｉは、脱酸の目的と、Ｔｉ炭化物析出によるフェライト相の強化の目的で、０．０１％以上を添加する。添加量が増加すると、その効果が飽和するだけでなく、粗大なＴｉＮ等の介在物が増加し、伸びフランジ性が劣化するため０．０５％を上限とする。

Ｎ：０．００１〜０．００５％
Ｎ は、加工性劣化や溶接時のブローホール発生にも寄与するため少ない方が良い。０．００５％を越えると加工性が劣化してくるので、０．００５％を上限とする。また、極低下は経済的に不利なため下限を、０．０００１％とする。

以上が必須元素である。選択元素については、以下の通りである。

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ：１種または２種以上を合計で２．０％ 以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂは、焼入れ性を確保しマルテンサイト相の形成を助長させるもので、複合組織の形成に必要である。必要に応じ選択して１種または２種含有できる。しかし、単独または合計で２．０％を超えて過剰に含有すると、熱間変形抵抗を増加させるとともに、化成処理性およびより広義な表面処理特性を劣化させ、さらには、溶接部を硬化させ溶接部成形性を低下させる。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂのうちの１種または２種を合計で２．０％以下に限定することが好ましい。なお、上記した効果を得るためには、それぞれＣｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．０１％以上含有することが好ましい。

Ｂ：０．０００２〜０．００５％
Ｂは少量で焼入れ性を確保でき、他の合金元素量を削減できるため、コスト面で利用価値が大きい。０．０００２％でも効果が見られるため、下限を０．０００２％とした。添加量が０．００５％を越えると、その効果は飽和するうえ、鉄炭硼化物などの析出を招き、加工性に悪影響が発生するため、上限を０．００５％とする。

Ｃａ、ＲＥＭ：１種または２種以上を合計で０．１％ 以下
Ｃａ、ＲＥＭを添加すると、Ｍｎ硫化物の生成が抑制され、伸びフランジ性を改善できる。特に、Ｓ量が多い場合に有効である。ただし、多量に添加すると、Ｃａ酸化物等の介在物を生成し、破壊起点となるため、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。そのため、上限を合計で０．１％とした。

次に、本発明鋼の製造方法について説明する。

本発明鋼の製造において最も重要な留意すべきことは、フェライト分率を５〜１５％（面積率）に調整すること、および生成した各フェライト組織の結晶粒が出来るだけ孤立している状態とすることである。そのために、製造方法として重要な点は、冷延後の焼鈍〜冷却の工程である。スラブから冷延板を得るまでの工程は、通常の冷延板製造工程と同様である。以下に、各工程について説明する。

熱延工程：
前述の組成の鋼スラブを、加熱温度１０００℃以上に加熱したのち、粗圧延してシートバーとする。この時の加熱温度が１０００℃未満だと、熱延終了時の温度が８００℃未満となり、熱延終了時の組織に圧延方向に伸びた未再結晶粒が含まれ、機械特性、特に穴広げ特性に異方性が生じ、結果的に特性が劣化する。従って、熱延時の加熱温度は１０００℃以上である必要がある。また、上記理由により、仕上圧延出側温度は８００℃以上とする必要がある。さらには、巻取温度が７５０℃超だと熱延コイルが室温まで冷却されるのに要する時間が長くなりすぎるため、経済的に不利である。従って、熱延板の巻き取り温度は７５０℃以下とする。

冷延工程：
通常の冷延工程と同様であり、用途に応じて必要な圧下率の冷延を行なう。

冷延後焼鈍工程：
鋼の組織をオーステナイト単相とするため、冷延工程で得られた冷延板を（Ａｃ３変態点）〜（Ａｃ３変態点＋５０℃）の温度範囲の焼鈍温度に加熱し１０〜１２０ｓ間保持する。焼鈍温度は、Ａｃ３変態点未満だとオーステナイト単相組織とならないため、下限温度はＡｃ３変態点とする。焼鈍温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大となり、冷却後のマルテンサイト組織が粗大になり、伸びフランジ性が悪化する。そのため、焼鈍温度の上限は（Ａｃ３変態点＋５０℃）とした。該焼鈍温度での保持時間が１０ｓ未満だと、オーステナイト変態が完了しない可能性がある。逆に１２０ｓ超保持することは、オーステナイト変態は完了し、オーステナイト結晶粒が粗大化するだけなので、経済的に無駄である。従って１２０ｓ以下とした。

冷却工程：
(1) フェライト生成工程：
一定分率のフェライト相を生成させるため、前記焼鈍温度での保持が終了後、該焼鈍温度から（Ａｃ３ 変態点−１５０℃）〜（Ａｃ３変態点−５０℃）の温度範囲の所定温度（以下、フェライト生成処理温度と記載する。）まで冷却し、その温度で１０〜１０００ｓ保持する。フェライト生成処理温度が低いか、あるいはその温度での保持時間が長いとフェライト分率は高くなる傾向にある。（Ａｃ３ 変態点−１５０℃）よりも低いと、保持時間を短くしてもフェライト分率が１５％を越えるため、フェライト生成処理温度は（Ａｃ３ 変態点−１５０℃）以上である必要がある。望ましくは（Ａｃ３ 変態点−１００℃）以上が良い。なぜならば、フェライト生成処理温度が（Ａｃ３ 変態点−１００℃）よりも低いと、保持時間を非常に短くする必要があり、さらには前記焼鈍温度から該保持温度までの冷却速度を大きくする必要があり、制御が難しい場合があるためである。一方、フェライト生成処理温度が（Ａｃ３変態点−５０℃）より高いと、非常に長時間保持しないとフェライト分率が５％に満たないため、（Ａｃ３変態点−５０℃）以下である必要がある。望ましくは（Ａｃ３変態点−６０℃）以下である。保持時間は、フェライト生成処理温度によって設定する必要があるが、１０ｓ未満だとフェライト分率が５％に満たない可能性が高いうえ、保持時間を正確に制御することが難しい。逆に１０００ｓ超保持しても、フェライト分率はほとんど変化しなくなるうえ、プロセス時間が長くなり経済的に不利である。従って、保持時間は１０〜１０００ｓが望ましい。

前記焼鈍温度からフェライト生成処理温度までの冷却速度は、平均で２０℃／ｓ以上とする。冷却速度が遅いと冷却中にフェライトが大量に生成するため、所定の組織を得ることができない。特に、フェライト生成処理温度が低い場合（（Ａｃ３ 変態点−１００℃）以下の場合）には、４０℃／ｓ以上が望ましい。ただし冷却速度が１５０℃／sを超えると、冷却終了時に所定の温度よりも低い温度まで一旦冷却されるアンダーシュート現象が顕著になるため、冷却速度のは１５０℃／s以下が望ましい。

(2) マルテンサイト生成工程：
フェライト生成処理温度で所定時間保持することによりフェライトを生成後、マルテンサイト変態点以下の所定温度（以下、マルテンサイト生成処理温度）まで急冷し、残部をマルテンサイトとする。残部を完全にマルテンサイトとするため、マルテンサイト生成処理温度は３００℃以下が望ましい。３００℃超であると、一部がベイナイトや残留オーステナイトとなる可能性があり、鋼材の強度が不足する可能性がある。前記フェライト生成処理温度からマルテンサイト生成処理温度までの冷却速度は、平均で５０℃／ｓ以上である。５０℃／ｓ未満だと、冷却中に多量のベイナイトが生成する可能性が高く、所定の組織を得ることができない。ただし冷却速度が２００℃／sを超えると、急激な熱収縮による鋼板の形状変化が顕著になるため、２００℃/ｓ以下が望ましい。

(3) 焼き戻し焼鈍工程：
ついで、４００〜４５０℃の温度範囲で６０〜２００ｓ間焼き戻し焼鈍を施す。この焼き戻し焼鈍により、マルテンサイト相の強度を低下させ、フェライト相とマルテンサイト相の強度差を小さくすることにより、フェライト相とマルテンサイト相の界面近傍での応力集中を抑制し、良好な伸びフランジ性を得ることができる。焼き戻し焼鈍温度が４００℃未満だと、マルテンサイトの強度を十分低くすることができず、高い伸びフランジ性を得ることができない。逆に、焼き戻し焼鈍温度が４５０℃超だと、マルテンサイトが軟化しすぎて、鋼材全体の強度が９００ＭＰａに届かなくなる。従って、焼き戻し焼鈍温度は４００〜４５０℃とする。同様に、焼鈍時間が６０ｓ未満だと、マルテンサイトの強度を十分低くすることができず、２００ｓ超だと、マルテンサイトが軟化しすぎる。従って、焼き戻し焼鈍時間は６０〜２００ｓとする。

以上の工程を経ることにより、面積率で５〜１５％のフェライト相と残部が焼戻しマルテンサイト相とからなる複合組織を有し、フェライト相の粒径が１０μｍ以下であり、かつ全フェライト粒のうち６０％以上のフェライト粒が他のフェライト粒と接していない組織を有し、伸びフランジ性、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた高張力冷延鋼板を得ることができる。

表１に示すような組成の鋼板を、１１００〜１２５０℃に加熱し、８００〜９５０℃で熱延を完了し、５００〜７００℃まで冷却し巻き取って、酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚とした。その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ３変態温度を計算により求めた。

Ａｃ３＝９１０−２０３×（Ｃ％）×１／２−１５．２×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７００×Ｐ％＋４００×Ａｌ％＋４００×Ｔｉ％
これらの鋼板に、表２に示す条件で焼鈍処理を施した。焼鈍処理はすべてＡｒ雰囲気の下で実施した。これらの鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。さらに、これらの鋼板の組織を観察するため、電界研磨法により薄片試料を作製し、透過電子顕微鏡により観察した。電界研磨には５％過塩素酸＋９５％エタノール液を用いた。観察は加速電圧２００ｋＶの電界放出型透過電子顕微鏡を用いた。

透過電子顕微鏡では転位の観察が可能なため、転位を大量に含むマルテンサイト相（あるいはベイナイト相）と、転位をほとんど含まないフェライト相の識別が容易に可能である。また、マルテンサイト相（あるいはベイナイト相）は幅数百ｎｍ〜数μｍの直方体形状のラスと呼ばれる組織単位が多数集まって形成されており、透過電子顕微鏡で観察するとラスが明瞭に観察できるため、組織形態からも容易にマルテンサイト相（あるいはベイナイト相）を識別できる。

これらの鋼の機械特性および組織観察結果を表３に示す。本発明鋼は、すべて９００ＭＰａ以上の引張り強度を有し、伸びフランジ性に優れ（穴拡げ率λ が８０％ 以上）、強度−伸び−伸びフランジ性バランスにも優れることがわかる。また、本発明の請求項の範囲で製造した鋼板は、透過電子顕微鏡で観察した組織も上述した組織になっている。一方、本発明の範囲を満たさない比較例は、強度が９００ＭＰａに満たないか、あるいは、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに劣る。

Claims (8)

1. 少なくとも引張強さ９００ＭＰａを有する高張力冷延鋼板であって、
   質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を少なくとも含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、
   面積率で５〜１５％のフェライト相と残部が焼戻しマルテンサイト相とからなる複合組織を有し、
   前記フェライト相の粒径が１０μｍ以下であり、かつ全フェライト粒のうち６０％以上のフェライト粒が他のフェライト粒と接していないことを特徴とする高張力冷延鋼板。
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂのうちの１種または２種以上を合計で２．０％ 以下含有することを特徴とする請求項１に記載の高張力冷延鋼板。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂを０．００５％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高張力冷延鋼板。
4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上を合計で０．１％以下含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高張力冷延鋼板。
5. 少なくとも引張強さ９００ＭＰａを有する高張力冷延鋼板の製造方法であって、
   質量％ でＣ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を少なくとも含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、少なくとも１０００℃の加熱温度に加熱したのち、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに少なくとも８００℃の仕上圧延出側温度とする仕上圧延を施し、巻取温度：７５０℃ 以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、
   前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、
   前記冷延板に、（Ａｃ３変態点）〜（Ａｃ３変態点＋５０℃）の温度範囲の焼鈍温度に加熱し１０〜１２０ｓ間保持する焼鈍処理を施した後、該焼鈍温度から（Ａｃ３変態点−１５０℃）〜（Ａｃ３変態点−５０℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が少なくとも２０℃／ｓとなる冷却を施し、該所定温度で１０〜１０００ｓ間保持し、その後３００℃以下まで、少なくとも前記所定温度から３００℃ までの平均冷却速度が少なくとも５０℃／ｓとなる冷却を施し、次いで、４００〜４５０℃の温度範囲で６０〜２００ｓ間の焼戻しを施す焼鈍工程と、
   からなることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
6. 前記組成に加えてさらに、質量％ で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂのうちの１種または２種以上を合計で２．０％以下含有することを特徴とする請求項５に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
7. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂを０．０００２〜０．００５％含有することを特徴とする請求項５または６に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。
8. 前記組成に加えてさらに、質量％ で、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上を合計で０．１％ 以下含有することを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。