JP5434675B2 - 高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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、５００ＭＰａ以上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１００％以上である場合をいい、「伸び特性に優れた」とは、伸びＥｌが３０％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２００００００ＭＰａ％²以上である場合をいうものとする。

近年、自動車からの炭酸ガス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、ＤＰ鋼板は、変形能の差が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、焼き戻しを施してマルテンサイトの硬度を低下させた場合でも、マルテンサイトの変形能が大きく改善されるわけではなく、依然としてフェライト相との変形能の差が大きいため、ＤＰ鋼の伸びフランジ性は悪い。また、通常の工程に加えて焼き戻し焼鈍の工程が増えるため、コスト面でも不利である。

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：２２％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：２０％）、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、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発明されている（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、工程が複雑過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過ぎて、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に記載されているように、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％）、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５００ＭＰａ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５００ＭＰａ以上を有する高張力冷延鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で０．０２〜１．０％、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、硬度が２００Ｈｖ以上の硬質フェライト相と２００Ｈｖ未満の軟質フェライト相の２種類のフェライト相からなる組織を有し、前記軟質フェライト相の粒径が１０μｍ以下であり、かつ軟質フェライト相の結晶粒の６０％以上の結晶粒が、他の軟質フェライト相の結晶粒と接していないことを特徴とする高張力冷延鋼板。
（２）前記組成が、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上を合計で０．１％ 以下をさらに含むものであることを特徴とする（１）に記載の高張力冷延鋼板。

（３）引張強さ５００ＭＰａ以上を有する（１）に記載の高張力冷延鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で０．０２〜１．０％、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：１１００℃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げ圧延出側温度：９００℃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変態点温度）〜（Ａｃ３変態点温度＋５０℃）の温度範囲の焼鈍温度に加熱し１０〜１２０ｓ保持する焼鈍処理を施した後、該焼鈍温度から（Ａｒ３変態点温度−１５０℃）〜（Ａｒ３変態点温度−３０℃）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５００〜１０００ｓ保持し、その後該焼鈍温度から（Ａｒ３変態点温度−２５０℃）〜（Ａｒ３変態点温度−１５０℃）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保持する焼鈍工程とを順次施すことを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
（４）前記鋼スラブが、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上を合計で０．１％以下をさらに含む組成であることを特徴とする（３）に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、５００ＭＰａ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）の変形能の違いにより、軟質相と硬質相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。さらには、硬質相の変形能が大きければ、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、そのようにしてなされた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。
良好な延性（伸び）を得るためには変形能の大きい軟質相が必要である。一方で、５００ＭＰａ以上の高強度を得るためには、硬質相が必要である。さらには、良好な伸びフランジ性を得るためには、硬質相にもある程度の変形能が必要である。
本発明では、硬質層及び軟質相として、強度の大きく異なる２種類のフェライト相（以下、それらをそれぞれ軟質フェライト相と硬質フェライト相という場合もある。）を用い、組織をそれらのフェライト層からなる複合組織とする。
軟質フェライト相としては、析出物密度の低いフェライト相を用い、硬質フェライト相としては、高密度の析出物を含む析出強化フェライトを利用することとした。析出強化フェライトは、高密度に分散した析出物により高強度となっており、かつ、転位密度が低いため、マルテンサイトなどの高密度に転位を含む組織に比べて変形能も大きい。

軟質フェライト相の粒径は１０μｍ以下が望ましい。鋼板を伸びフランジ変形させると、軟質相と硬質相の界面近傍で発生した亀裂が軟質相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）の大きさは軟質相粒径に依存する。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以上だと、その初期亀裂は容易に進展し、破壊に至る。
したがって、軟質フェライト相の粒径は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。

軟質フェライト相の結晶粒のうち６０％以上の粒が他の軟質フェライト相の結晶粒と接していないことが望ましい。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軟質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。
軟質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。全軟質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：０．０３〜０．２０％
ＣはＴｉやＮｂ、Ｖなどの合金元素と結合して、微細炭化物を析出するために必須である。鋼板強度として５００ＭＰａ以上を達成するためには、最低でも０．０３％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は軟質フェライト相の固溶強化元素として有用な元素である。軟質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は少ない方が良い。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：１．０％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に固溶強化元素として有用である。しかしながら、微細炭化物の析出を抑制する効果が強いため、本発明では大量添加することはできない。１．０％ を超えて添加すると微細炭化物の析出による強化量が著しく小さくなるため、上限値を１．０％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、低い方が望ましい。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。

Ｎ：０．００１〜０．００５％
Ｎは、Ｔｉと結合しＴｉＮとして析出するため、析出強化に利用できる有効なＴｉ量が減少するうえ、粗大なＴｉＮが存在すると、破壊起点となり伸びフランジ性を劣化させる。０．００５％を越えると伸びフランジ性が著しく劣化してくるので、０．００５％を上限とする。また、極低化は経済的に不利なため下限を、０．０００１％とする。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：１種または２種以上を合計で０．０２〜１．０％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、炭化物析出によるフェライト相の強化の目的で、０．０２％以上の添加が必要である。ただし、添加量が増加すると、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１．０％を上限とする。

本発明は、少なくとも以上の元素含む鋼を基本とするが、さらに以下の元素を添加できる。
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、軟質および硬質の２種類のフェライト相を生成すること、および軟質フェライト相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：
規定の組成の鋼スラブを、加熱温度１１００℃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１１００℃未満だと、熱延終了時の温度が９００℃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１１００℃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９００℃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過ぎるため、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変態点温度）〜（Ａｃ３変態点温度＋５０℃）の温度範囲の焼鈍温度Ｔ１に加熱し１０〜１２０ｓ保持する。
焼鈍温度Ｔ１は、Ａｃ３変態点温度以下だとオーステナイト単相組織とならないため、その下限温度はＡｃ３変態点温度とする。焼鈍温度Ｔ１が高過ぎると、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Ｔ１の上限は（Ａｃ３変態点温度＋５０℃）とした。該焼鈍温度での保持時間ｔ１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）硬質フェライト生成工程：
強度を確保するため、一定分率の硬質フェライト相を生成させる必要がある。前記焼鈍温度Ｔ１での保持が終了後、該焼鈍温度から（Ａｒ３変態点温度−１５０℃）〜（Ａｒ３変態点温度−３０℃）の温度範囲の所定温度（以下、硬質フェライト生成処理温度Ｔ２）まで冷却し、その温度で５００〜１０００ｓ（ｔ２）保持することで、硬質フェライトを生成させることができる。
鋼をＡｒ３変態点温度未満の温度で保持すると、オーステナイト相からフェライト相への変態が開始するが、（Ａｒ３変態点温度−１５０℃）〜（Ａｒ３変態点温度−３０℃）の温度域でフェライト変態させると、フェライト変態とほぼ同時に、生成したフェライト相とオーステナイト母相との界面近傍で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭化物が析出する、いわゆる相界面析出が起こる。そして、フェライト変態が進行しフェライト―オーステナイト界面が移動するとともに析出を繰り返し、その結果、生成したフェライト相の内部に微細な炭化物が高密度に分布することになり、硬質なフェライト相が得られる。

相界面析出は界面の移動速度と析出速度が上手くバランスした場合に起こるため、ある温度範囲内でしか起こらない。フェライト変態温度が（Ａｒ３変態点温度−１５０℃）より低くても、あるいは（Ａｒ３変態点温度−３０℃）より高くても、相界面析出は起こらない。従って、硬質フェライト生成処理温度Ｔ２は、（Ａｒ３変態点温度−１５０℃）〜（Ａｒ３変態点温度−３０℃）の温度範囲としなければならない。
硬質フェライト生成処理温度Ｔ２が低いほど、またその温度での保持時間ｔ２が長いほど硬質フェライト分率は高くなる傾向にある。
保持時間ｔ２は、硬質フェライト生成処理温度Ｔ２に依って設定する必要があるが、５００ｓ未満だと硬質フェライト分率が低過ぎて、５００ＭＰａ以上の鋼板強度が達成できない可能性が高いうえ、軟質フェライトが孤立せずに連結する可能性が高い。逆に１０００ｓ超保持すると、硬質フェライト分率が高過ぎ、伸びや伸びフランジ性が悪くなるうえ、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ｔ２は５００〜１０００ｓが望ましい。
前記焼鈍温度Ｔ１から硬質フェライト生成処理温度Ｔ２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変態が開始し、相界面析出が起こらないため、所定の組織を得ることができない。

（２）軟質フェライト生成工程：
硬質フェライト生成処理温度Ｔ２で所定時間ｔ２保持することにより硬質フェライトを生成後、軟質フェライトを生成するための所定温度（以下、軟質フェライト生成処理温度Ｔ３）まで急冷し、残部を軟質フェライトとする。軟質なフェライト相は、フェライト中に含まれる炭化物析出物および転位を低密度にすることにより、得ることができる。炭化物の析出を抑制することは、フェライト変態温度を低くし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの拡散が起こりにくい状態にすることで実現できる。逆に、フェライト変態温度が低過ぎると、フェライト中に転位が導入され、フェライトが硬くなる。本発明の鋼の組成範囲では、フェライト変態温度が（Ａｒ３変態点温度−１５０℃）より高いと、フェライト中に炭化物が析出し、（Ａｒ３変態点温度−２５０℃）より低いと転位密度が高くなる。従って、軟質フェライト生成処理温度は、（Ａｒ３変態点温度−２５０℃）〜（Ａｒ３変態点温度−１５０℃）とする。

軟質フェライト生成処理温度Ｔ３での保持時間ｔ３は、残部がすべてフェライトとなるようにしなければならない。未変態のオーステナイトが残存していると、該工程の後、室温まで冷却した際にマルテンサイトが生成する。マルテンサイトは硬質で変形能に乏しいため、伸びフランジ変形を施したときに、フェライトとの界面近傍でクラックが発生し、容易に破壊に至る。
該保持時間ｔ３は、所望の強度や、鋼の組成、前記硬質フェライト生成処理温度Ｔ２、軟質フェライト生成処理温度Ｔ３によって調整すべきであるが、１０ｓ以下だとオーステナイトが残存する可能性が高いうえ、保持時間ｔ３を正確に制御することが難しい。逆に１０００ｓ以上保持することは、プロセス時間が長くなり経済的に不利である。従って、軟質フェライト生成処理温度Ｔ３での保持時間ｔ３は１０〜１０００ｓとする。
前記焼鈍温度Ｔ２から軟質フェライト生成処理温度Ｔ３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硬質フェライトが生成し、硬質フェライト分率が高くなり過ぎて、延性が劣化する場合がある。

以下、実施例により、本発明の実施可能性及び効果についてさらに説明する。

表１に示すような組成の鋼板を、１１００〜１２５０℃に加熱し、９００〜９５０℃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、Ａｒ３変態温度を計算により求めた。
Ａｃ３＝９１０−２０３×（Ｃ％）^0.5−１５．２×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７００×Ｐ％＋４００×Ａｌ％＋４００×Ｔｉ％
Ａｒ３＝９１０ −２７３ ×（Ｃ％）＋２５×Ｓｉ％−７４×Ｍｎ％−５６×Ｎｉ％−１６×Ｃｒ％−９×Ｍｏ％ −５×Ｃｕ％

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。
軟質フェライトと硬質フェライトの識別は、マイクロビッカース試験機を用いて硬度測定をおこない、２００Ｈｖ以上の粒を硬質フェライトとした。また、硬質フェライトおよび軟質フェライトの粒径測定、および孤立した軟質フェライトの割合を測定するため、同時に光学顕微鏡による観察を実施した。光学顕微鏡観察には、鏡面研磨後、ナイタール溶液（硝酸５％＋エタノール９５％）でエッチングした鋼試料を用いた。

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５００ＭＰａ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１００％ 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、光学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５００ＭＰａ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 (4)

1. 引張強さ５００ＭＰａ以上を有する高張力冷延鋼板であって、質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
   Ｍｎ：１．０％以下、
   Ｐ：０．０８％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
   Ｎ：０．００１〜０．００５％、
   Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で０．０２〜１．０％、
   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、硬度が２００Ｈｖ以上の硬質フェライト相と２００Ｈｖ未満の軟質フェライト相の２種類のフェライト相からなる組織を有し、
   前記軟質フェライト相の粒径が１０μｍ以下であり、かつ軟質フェライト相の結晶粒の６０％以上の結晶粒が、他の軟質フェライト相の結晶粒と接していないことを特徴とする高張力冷延鋼板。
   
2. 前記組成が、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上を合計で０．１％以下をさらに含むものであ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. 引張強さ５００ＭＰａ以上を有する請求項１に記載の高張力冷延鋼板の製造方法であって、質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
   Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
   Ｎ：０．００１〜０．００５％、
   Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で０．０２〜１．０％、
   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：１１００℃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げ圧延出側温度：９００℃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変態点温度）〜（Ａｃ３変態点温度＋５０℃）の温度範囲の焼鈍温度に加熱し１０〜１２０ｓ保持する焼鈍処理を施した後、該焼鈍温度から（Ａｒ３ 変態点温度−１５０℃）〜（Ａｒ３変態点温度−３０℃）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５００〜１０００ｓ保持し、その後該焼鈍温度から（Ａｒ３変態点温度−２５０℃）〜（Ａｒ３変態点温度−１５０℃）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保持する焼鈍工程と、
   を順次施すことを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
4. 前記鋼スラブが、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上を合計で０．１％以下をさらに含む組成であることを特徴とする請求項３に記載の高張力冷延鋼板の製造方法。