JP2011140695A

JP2011140695A - 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板

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Publication number: JP2011140695A
Application number: JP2010002116A
Authority: JP
Inventors: Kenji Saito; 賢司斎藤; Hideo Hatake; 英雄畠; Akira Ibano; 朗伊庭野; Toshio Murakami; 俊夫村上
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2010-01-07
Filing date: 2010-01-07
Publication date: 2011-07-21
Anticipated expiration: 2030-01-07
Also published as: JP5457840B2

Abstract

【課題】引張強度が９８０ＭＰａ以上で、伸び１２％以上と伸びフランジ性１００％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。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下（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、面積率で、フェライトが１０％以上８０％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計が５％未満（０％を含む）、残部が硬さ３２０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトからなる組織を有し、５０μｍ×５０μｍの視野において観察される全フェライトの合計面積に対する、隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下であるフェライトの合計面積の割合が３０％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。

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１２%以上、穴拡げ率１００%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。

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、その穴拡げ率（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％にも達していない。

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１０％程度以上が得られているものの、穴拡げ率は１００％に達していない。

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、伸びは１０％程度以上を示すのもの、穴拡げ率が１００％以上の例は見当たらない。

特開２００２-１６１３３６号公報特開２００４-２５６８７２号公報特開２００４-２３２０２２号公報

そこで本発明の目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、伸び１２％以上と伸びフランジ性１００％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。

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％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、
面積率で、フェライトが１０％以上８０％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計が５％未満（０％を含む）、残部が硬さ３２０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトからなる組織を有し、
５０μｍ×５０μｍの視野において観察される全フェライトの合計面積に対する、隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下であるフェライトの合計面積の割合が３０％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。

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。

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。

本発明によれば、主としてフェライトと焼戻しマルテンサイトからなる複相組織において、フェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの硬さ、および、フェライトと焼戻しマルテンサイトの結晶方位差を適正に制御することで、伸びを確保しつつ、伸びフランジ性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。

本発明鋼板の製造方法における焼鈍および焼き戻しの温度パターンを示す概略図である。

本発明者らは、主としてフェライトと焼戻しマルテンサイトからなる複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、伸びを確保しつつ、伸びフランジ性を改善できれば、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。その結果、マトリックス組織中のフェライトの面積率を適正に制御することに加え、焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させ、さらに、フェライトとその周囲の焼戻しマルテンサイトの結晶方位を近づけることで、伸びフランジ性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。

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２、３の鋼板と近似の、主としてフェライトと焼戻しマルテンサイトからなる複相組織鋼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３２０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下に制御されているとともに、フェライトとその周囲の焼戻しマルテンサイトの結晶方位差が適正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。

＜面積率で、フェライトが１０％以上８０％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計が５％未満（０％を含む）、残部が焼戻しマルテンサイト＞
フェライトは伸びの確保に必須であり、適正量のフェライトと焼戻しマルテンサイトを主要組織とする複相組織にすることで、引張強度と伸びの両立が可能になる。一方で、フェライトの面積率が高すぎると、伸びフランジ性の低下に繋がるため好ましくない。

上記作用を有効に発揮させるには、フェライトの面積率は１０％以上８０％以下、好ましくは２０％以上７０％以下、より好ましくは３０％以上６０％以下とする。なお、残部は基本的には焼戻しマルテンサイトであるが、面積率の合計が５％未満であればマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを包含することも許容できる。該マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの面積率の合計は、好ましくは３％未満、より好ましくは１％未満である。

＜硬さ３２０Ｈｖ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、該界面で亀裂が発生し難くすることで伸びフランジ性を向上させる。

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の硬さは３２０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下、好ましくは３２０Ｈｖ以上４００Ｈｖ以下、より好ましくは３２０Ｈｖ以上３５０Ｈｖ以下とする。

＜５０μｍ×５０μｍの視野において観察される全フェライトの合計面積に対する、隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下であるフェライトの合計面積の割合が３０％以上＞
上述のように焼戻しマルテンサイトの硬さを一定以下の所定範囲に制御することによって、フェライトと焼戻しマルテンサイトの界面への応力集中を抑制することが可能になり、亀裂の発生防止や伸びフランジ性の向上に繋がる。しかしながら、この効果だけでは本発明で目指す高い伸びフランジ性を獲得するには不十分であり、フェライトとそれに隣接する焼戻しマルテンサイトの結晶方位差を適正に制御することによってはじめて所望の伸びフランジ性が得られる。

フェライトとそれに隣接する焼戻しマルテンサイトの結晶方位が近づく（すなわち、結晶方位差が小さくなる）ことにより、フェライトと焼戻しマルテンサイトの界面におけるひずみの集中や転位の蓄積が減少し、亀裂が発生し難くなるために伸びフランジ性が向上する。

この効果を得るためには、５０μｍ×５０μｍの視野において観察される全フェライトの合計面積に対する、隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下であるフェライトの合計面積の割合が３０％以上である必要がある。好ましくは４０％以上、より好ましくは５０％以上である。なお、本発明における「隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下であるフェライト」とは、あるフェライトに隣接する焼戻しマルテンサイト粒のうち、当該フェライトとの結晶方位差が５度以下である焼戻しマルテンサイト粒が少なくとも１つあるフェライトを指すものである。

以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの各面積率、焼戻しマルテンサイトの硬さ、ならびに、隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下のフェライトの割合の各測定方法について説明する。

[フェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの各面積率の測定方法]
まず、フェライトの面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％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（ＳＥＭ）にて倍率２０００倍で５視野観察し、画像解析によってセメンタイトを含まず等軸状の領域をフェライトとし、全組織に対するフェライト領域の面積比率よりフェライトの面積率を算出した。

次に、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、レペラ腐食液を用いて腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率２０００倍で５視野観察し、画像解析によって画像のコントラストから白く見える領域をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとし、全組織に対するこの領域の面積比率よりマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率を算出した。

最後に、焼戻しマルテンサイトの面積率については、フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイト以外の領域を焼戻しマルテンサイトとし、１００％から、上記でそれぞれ算出した、フェライトの面積率、および、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率を差し引くことにより焼戻しマルテンサイトの面積率を求めた。

[焼戻しマルテンサイトの硬さの測定方法]
次に、焼戻しマルテンサイトの硬さについては、ＪＩＳＺ２２４４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。なお、下記式（１）は、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの硬さは焼戻しマルテンサイトの硬さに等しいと仮定して導出したものである。

ＨｖＭ＝（１００×Ｈｖ−ＶＦ×ＨｖＦ）／（１００−ＶＦ）・・・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（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。

[隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下のフェライトの割合の測定方法]
５０μｍ×５０μｍの視野内を１万倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）にて観察し、同視野内で観察される全フェライト粒のそれぞれについて、隣接する焼戻しマルテンサイト粒との結晶方位差を電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法で測定し、測定された結晶方位差が５度以下のフェライト粒の合計面積を、上記全フェライト粒の合計面積で除することにより、隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下のフェライトの割合を算出した。

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：０．０３〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイトの面積率およびその硬さに影響し、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。

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。

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、マルテンサイトの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の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多量に残存し、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％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。

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：０．０１〜１．００％
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。

本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不純物であるが、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多量に残存し、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が、本発明鋼板の作用効果は化学成分および組織が上記規定範囲を満たしておれば得られるものであり、以下の方法によって製造された鋼板に限定されるものではない。

〔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、再焼鈍、さらには焼戻しを行う（図１参照）。

［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、加熱温度（焼鈍加熱温度）Ｔ１：Ａｃ_３〜１０００℃に加熱し、保持時間（焼鈍保持時間）ｔ１：３６００ｓ以下保持した後、該加熱温度Ｔ１からＭｆ点以上Ｍｓ点以下の冷却停止温度（焼鈍冷却停止温度）Ｔ２まで５０℃／ｓ以上の冷却速度Ｒ１で急冷する。

＜焼鈍加熱温度Ｔ１：Ａｃ_３〜１０００℃、焼鈍保持時間ｔ１：３６００ｓ以下＞
焼鈍時における加熱・保持の工程で完全にオーステナイトに変態させることで、その後の焼鈍時における冷却、再焼鈍時における再加熱・保持、再冷却の工程で所望の結晶方位関係を有するフェライトおよびマルテンサイトを得ることが可能になる。

加熱温度Ｔ１がＡｃ_３℃未満では、加熱・保持の工程でフェライトが生成するが、このフェライトはその後の工程で生成するフェライトおよびマルテンサイトとは特定の結晶方位関係を持ち難いために、最終組織でのフェライトと焼戻しマルテンサイトの方位関係が所望の状態にならず、好ましくない。一方、加熱温度Ｔ１が１０００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して、最終組織でのフェライト粒が粗大になるため、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。

また、焼鈍保持時間ｔ１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。

＜Ｍｆ点以上Ｍｓ点以下の冷却停止温度Ｔ２まで５０℃／ｓ以上の冷却速度Ｒ１で急冷＞
冷却中にオーステナイトからパーライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、オーステナイトと所望の結晶方位関係を持つマルテンサイト組織を得るためである。なお、本急冷工程の終了時の所望組織は、オーステナイトとマルテンサイトの二相組織である。

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、最終組織の結晶粒が粗大になり伸びフランジ性が得られない。また、Ｍｆ点より低い温度まで急冷を行うと、全面マルテンサイトの組織となってしまい、本発明の効果が得られ難くなり、伸びフランジ性が低下するために好ましくない。

この際、Ｍｓ点の同定は後述のような式により容易に算出できるが、Ｍｆ点については現状では一般的な算出式等が提案されておらず、その同定が困難である。しかしながら、Ｓｔｅｖｅｎらによると「Ｍｆ点とＭｓ点との温度差は鋼によって大差なく、ほぼ２１５℃である」としていること、および、上記工程でＭｆ点以上Ｍｓ点以下の温度で冷却を終了させることの目的は、オーステナイト単相組織からの冷却により得られる、オーステナイトとマルテンサイトの二相組織を得るためであること、を考慮すると、「Ｍｆ点以上Ｍｓ点以下の温度」を「（Ｍｓ点−２００℃）以上Ｍｓ点以下の温度」、好ましくは「（Ｍｓ点−１５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度」に置き換えても目的は達成される。

［再焼鈍条件］
再焼鈍条件としては、Ａｃ_１以上Ａｃ_３以下の加熱温度（再焼鈍加熱温度）Ｔ３に再加熱し、保持時間（再焼鈍保持温度）ｔ３：６００ｓ以下保持した後、該加熱温度Ｔ３からＭｆ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度Ｒ２で急冷する。ここで、上記焼鈍時において冷却停止温度Ｔ２まで急冷した後に当該再焼鈍時において加熱温度Ｔ４に再加熱する際には、冷却停止温度Ｔ２への急冷後直ちに（すなわち、ｔ２＝０）再加熱を開始してもよいし、一定時間ｔ２保持した後に再加熱を開始してもよい。

Ｍｆ点以上Ｍｓ点以下の冷却停止温度Ｔ２からＡｃ_１以上Ａｃ_３以下の加熱温度Ｔ３に再加熱すると、特定の結晶方位関係を持つオーステナイトとマルテンサイトの二相組織から、特定の結晶方位関係を持つオーステナイトとフェライトの二相組織に変化する。この際、オーステナイトとフェライトの面積率の配分はＡｃ_１以上Ａｃ_３以下の加熱温度Ｔ３に依存して決定され、これを制御することによって所望の面積率の配分を得ることができる。その後、該加熱温度Ｔ３からＭｆ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度Ｒ２で急冷することにより、フェライトとマルテンサイトを主たる組織とする所望組織を得ることができる。

[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３２０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下にする必要があり、そのためには加熱温度（焼戻し加熱温度）Ｔ４：３００〜５５０℃の温度範囲に保持時間（焼戻し保持時間）ｔ４：６０ｓ以上１２００ｓ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。

この焼戻し工程での保持温度Ｔ４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Ｔ４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。

また焼戻し工程での保持時間ｔ４が６０ｓ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ｔ４が１２００ｓ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ｔ４は好ましくは９０ｓ以上、９００ｓ以下であり、より好ましくは１２０ｓ以上、６００ｓ以下である。

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、表１に各鋼種のＡｃ_１点、Ａｃ_３点およびＭｓ点を併記した。Ａｃ_１点、Ａｃ_３点およびＭｓ点は以下の式（２）〜（４）で求めた。

Ａｃ_１（℃）＝７２３＋２９．１・［Ｓｉ］-１０．７・［Ｍｎ］＋１６．９・［Ｃｒ］-１６．９［Ｎｉ］ …式（２）
Ａｃ_３（℃）＝９１０-２０３・√［Ｃ］-１５．２・［Ｎｉ］＋４４．７・［Ｓｉ］＋３１．５・［Ｍｏ］-３０・［Ｍｎ］-１１・［Ｃｒ］-２０・［Ｃｕ］＋７００・［Ｐ］＋４００［Ａｌ］ …式（３）
Ｍｓ（℃）＝５５０-３６１・［Ｃ］-３９・［Ｍｎ］-２０・［Ｃｒ］-１７・［Ｎｉ］-１０・［Ｃｕ］-５・［Ｍｏ］＋３０・［Ａｌ］ …式（４）
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。

上記熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により組織の定量化を行った。具体的には、表２に示す各熱処理条件で熱処理した全鋼板について、フェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの各面積率、焼戻しマルテンサイトの硬さ、ならびに、隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下のフェライトの割合を測定した。

また、上記各鋼板について、機械的特性を評価するため、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。

試験結果の判定は、上記［背景技術］の項で述べた要望レベル、すなわち、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、かつ伸びＥｌが１２％以上、伸びフランジ性（穴拡げ率）λが１００％以上の全ての条件を満足したものを合格とした。

測定結果を表３に示す。

同表に示すように、発明鋼である鋼Ｎｏ．１、２、４、５、７、８、１１、１２、１４〜２０、２２、２３、２５、２６、２９、３０、３２、３３、３６は、いずれも、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、伸びフランジ性（穴広げ率）λとも上記条件を満たし合格判定になっており、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。

一方、上記以外の比較鋼では、鋼板成分または組織のいずれかが本発明の規定範囲を満足せず、上記要望レベルを満足することができずに、不合格の判定となった。

鋼Ｎｏ．３は、Ｃ含有量が低すぎることにより、焼戻しマルテンサイトの硬さが低下しすぎたために引張強度ＴＳが不足し、不合格となった。

一方、鋼Ｎｏ．６は、Ｃ含有量が高すぎることにより、フェライトの面積率が不足し他の組織の面積率が過大となるとともに、焼戻しマルテンサイト硬さが高くなりすぎたために、伸びＥｌおよび伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。

鋼Ｎｏ．９は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより焼戻しマルテンサイトの面積率が不足しフェライトの面積率が過大になるとともに、焼鈍時の加熱温度Ｔ１が高くなりすぎてフェライト粒が粗大化したために、引張強度ＴＳおよび伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。

鋼Ｎｏ．１０は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、焼戻しマルテンサイトの面積率が不足しフェライトの面積率が過大となったために、引張強度ＴＳおよび伸びフランジ性λが低くなり、不合格となった。

一方、鋼Ｎｏ．１３は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイト（以下、「他組織」と呼ぶ。）の面積率が過大となったために、伸びＥｌおよび伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。

鋼Ｎｏ．２１は、焼鈍時の加熱温度Ｔ１が低すぎたことにより、フェライトの面積率が過大となるとともに、隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下のフェライト（以下、「焼戻しマルテンサイトと特定の結晶方位関係を有するフェライト」という。）の割合が不足したために、引張強度ＴＳおよび伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。

一方、鋼Ｎｏ．２４は、焼鈍時の加熱温度Ｔ１が高すぎたことにより、フェライト粒が粗大化したために、伸びＥｌおよび伸びフランジ性λが低くなり、不合格となった。

鋼Ｎｏ．２７は、焼鈍時の冷却速度Ｒ１が低すぎたことにより、他組織の面積率が過大になるとともに、焼戻しマルテンサイトと特定の結晶方位関係を有するフェライトの割合が少なくなったために、引張強度ＴＳおよび伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。

鋼Ｎｏ．２８は、焼鈍時の冷却停止温度Ｔ２が高すぎたことにより、焼戻しマルテンサイトと特定の結晶方位関係を有するフェライトの割合が少なくなったために、伸びフランジ性λが低くなり、不合格となった。

一方、鋼Ｎｏ．３１は、焼鈍時の冷却停止温度Ｔ２が低すぎたことにより、焼戻しマルテンサイトと特定の結晶方位関係を有するフェライトの割合が少なくなったために、伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。

鋼Ｎｏ．３４は、再焼鈍時の冷却速度Ｒ２が低すぎたことにより、他組織の面積率が過大になったため、引張強度ＴＳおよび伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。
鋼Ｎｏ．３５は、焼戻し時の加熱温度Ｔ４が低すぎたことにより、焼戻しマルテンサイト硬さが高くなりすぎたために、伸びＥｌおよび伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。

一方、鋼Ｎｏ．３７は、焼戻し時の加熱温度Ｔ４が高すぎたことにより、焼戻しマルテンサイト硬さが低下しすぎたために、引張強度ＴＳが不足し、不合格となった。
鋼Ｎｏ．３８は、焼戻し時の保持時間ｔ４が短すぎたことにより、焼戻しマルテンサイト硬さが高くなりすぎたために、伸びＥｌおよび伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。

鋼Ｎｏ．３９は、従来プロセスである、焼鈍時において直ちに二相域温度に加熱・保持した後に焼入れし、その後再焼鈍を行うことなく焼戻しを行ったものであり、焼戻しマルテンサイトと特定の結晶方位関係を有するフェライトの割合が不足したために、伸びＥｌおよび伸びフランジ性λが不足し、不合格となった。

Claims

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％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、
面積率で、フェライトが１０％以上８０％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計が５％未満（０％を含む）、残部が硬さ３２０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトからなる組織を有し、
５０μｍ×５０μｍの視野において観察される全フェライトの合計面積に対する、隣接する焼戻しマルテンサイトとの結晶方位差が５度以下であるフェライトの合計面積の割合が３０％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。
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。
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。