WO2015019557A1 - 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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steel sheet
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martensite
cooling
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克利 ▲高▼島
義彦 小野
長谷川　浩平
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio and a method for producing the same, and particularly to a high-strength cold-rolled steel sheet suitable as a member for structural parts such as automobiles.
  • High strength steel sheets used for automobile parts such as automobile structural members and reinforcing members are required to have excellent formability.
  • a high-strength steel sheet used for parts having complex shapes not only has excellent properties such as elongation or stretch flangeability (also referred to as hole expandability), but both are excellent. Desired.
  • excellent collision absorption energy characteristics are required for automotive parts such as the structural member and the reinforcing member.
  • it is effective to increase the yield ratio of the steel sheet used. Automotive parts using a steel plate with a high yield ratio can efficiently absorb collision energy even with a low deformation amount.
  • a dual-phase steel (DP steel) having a ferrite / martensite structure is known as a high-strength thin steel sheet having both high strength and formability.
  • a TRIP steel sheet using transformation induced plasticity of retained austenite can be cited as a steel sheet having both high strength and excellent ductility.
  • This TRIP steel sheet has a steel sheet structure containing residual austenite, and when deformed at a temperature equal to or higher than the martensitic transformation start temperature, the residual austenite is induced and transformed into martensite by the stress, and a large elongation is obtained.
  • this TRIP steel sheet has a problem in that residual austenite is transformed into martensite at the time of the punching process, so that a crack is generated at the interface with ferrite and the hole expandability (stretch flangeability) is inferior.
  • Patent Document 1 includes residual austenite: at least 5%, bainitic ferrite: at least 60%, polygonal ferrite: 20% or less (including 0%).
  • Patent Document 2 contains tempered martensite as a matrix structure at a space factor of 50% or more with respect to the entire structure, and residual austenite as a second phase structure with a space factor of 3 with respect to the entire structure.
  • a high-strength steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability containing up to 20% is disclosed.
  • DP steel generally has a low yield ratio due to the introduction of movable dislocations in the ferrite during martensitic transformation, and has low impact absorption energy characteristics.
  • the steel sheet of Patent Document 1 which is a TRIP steel sheet utilizing retained austenite has insufficient elongation with respect to strength, and it is difficult to ensure sufficient elongation in a high strength region where TS is 980 MPa or more.
  • a steel sheet that is specifically disclosed in the examples and is excellent in elongation and stretch flangeability has a low yield ratio, a TS of 590 to 940 MPa, and a high value of 980 MPa or more. It is excellent in elongation and stretch flangeability in the strength region, and does not increase the yield ratio.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art, and to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation and stretch flangeability and a high yield ratio, and a method for producing the same.
  • the inventors set the average crystal grain size of ferrite and martensite within a predetermined range, the volume fraction of ferrite, martensite and retained austenite within a predetermined range, and the balance is mainly used.
  • a microstructure of bainite and / or tempered martensite having an average crystal grain size in a predetermined range, a difference in hardness between ferrite and bainite and / or tempered martensite, bainite and / or tempered martensite It has been found that by controlling the hardness difference of martensite, excellent stretch flangeability can be obtained in addition to high ductility while ensuring a high yield ratio.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the inventors examined the relationship between the steel sheet structure and the properties such as tensile strength, yield ratio, elongation, stretch flangeability and the like as described above.
  • b) By including bainite or tempered martensite having a high dislocation density in the steel sheet structure, the yield strength increases, so that a high yield ratio can be obtained and the stretch flangeability can be improved. it can. However, in this case, the elongation decreases.
  • B instead of a quenching element that increases the hardness of martensite or tempered martensite, the increase in the hardness of martensite is suppressed.
  • the volume fraction of the hard phase which is a void generation source is adjusted, tempered martensite and bainite which are hard intermediate phases are contained in the steel sheet structure, and the average crystal grain sizes of ferrite and martensite are refined.
  • B can suppress the formation of ferrite and pearlite during cooling after finish rolling during hot rolling.
  • B the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet is changed to a bainite homogeneous structure, and rapid heating during subsequent annealing can control refinement and nanohardness difference.
  • the present invention is based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • the difference in nano hardness of the martensite tissue is 3.5 GPa
  • a steel slab having the chemical component according to any one of [1] to [4] is prepared, the hot rolling start temperature of the steel slab is 1150 to 1300 ° C., and the finish rolling finish temperature is 850.
  • cooling is started within 1 s after the end of hot rolling, and after cooling to 650 ° C. or lower at a first average cooling rate of 80 ° C./s or higher as primary cooling, 2 Subsequent cooling is performed at a second average cooling rate of 5 ° C./s or more to 550 ° C. or less, coiling temperature: 550 ° C. or less, winding, pickling, and cold rolling, followed by 3 to 30 ° C./s.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet having a high yield ratio and excellent in both elongation and stretch flangeability can be stably obtained.
  • C 0.05 to 0.15%
  • C is an element effective for increasing the strength of a steel sheet.
  • C contributes to an increase in strength through the formation of second phases such as bainite, tempered martensite, retained austenite, and martensite. If the C content is less than 0.05%, it is difficult to secure the necessary second phase, so the C content is 0.05% or more. Preferably it is 0.07% or more.
  • the amount of C exceeds 0.15%, the difference in nano hardness between ferrite and bainite and / or tempered martensite, and the difference in nano hardness between bainite and / or tempered martensite and martensite increase, so that stretch flangeability is present. descend. For this reason, the amount of C is made into 0.15% or less. Preferably it is 0.14% or less.
  • Si 0.6-2.5%
  • Si is a ferrite forming element and is also an element effective for solid solution strengthening.
  • the Si amount needs to be 0.6% or more. Preferably it is 0.8% or more.
  • the Si content is set to 2.5% or less. Preferably it is 2.1% or less.
  • Mn 2.2 to 3.5%
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength by solid solution strengthening of steel and generating a second phase structure. Moreover, it is an element which stabilizes austenite, and is an element necessary for fraction control of the second phase. Furthermore, it is an element necessary for homogenizing the structure of a hot-rolled steel sheet by bainite transformation. In order to acquire these effects, it is necessary to contain Mn 2.2% or more. On the other hand, when the content is excessive, the volume ratio of martensite becomes excessive, so the Mn content is 3.5% or less. Preferably it is 3.0% or less.
  • P 0.08% or less P contributes to high strength by solid solution strengthening. However, when added excessively, segregation to the grain boundary becomes remarkable, the grain boundary becomes brittle, and weldability is lowered. Therefore, the P content is 0.08% or less. Preferably it is 0.05% or less.
  • S 0.010% or less
  • content of S shall be 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.0005% or more.
  • Al 0.01 to 0.08%
  • Al is an element necessary for deoxidation, and in order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.08%, the effect is saturated, so the Al content is set to 0.08% or less. Preferably it is 0.05% or less.
  • N 0.010% or less Since N forms coarse nitrides and tends to deteriorate bendability and stretch flangeability, the N content is preferably low. If the N content exceeds 0.010%, the above-mentioned tendency becomes remarkable, so the N content is set to 0.010% or less. Preferably it is 0.0050% or less.
  • Ti 0.002 to 0.05%
  • Ti is an element that contributes to an increase in strength by forming fine carbonitrides. Further, Ti reacts more easily with N than B, and is necessary for preventing B, which is an essential element in the present invention, from reacting with N. In order to exert such effects, the Ti content needs to be 0.002% or more. Preferably it is 0.005% or more. On the other hand, if Ti is added excessively, the elongation is remarkably lowered, so the Ti content is 0.05% or less. Preferably it is 0.035% or less.
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • B is an element that contributes to increasing the strength by improving the hardenability and generating the second phase.
  • B is also an element that does not lower the martensitic transformation start point while ensuring hardenability.
  • B has an effect of suppressing the formation of ferrite and pearlite when cooling after finish rolling during hot rolling.
  • the B content needs to be 0.0002% or more. Preferably it is 0.0003% or more.
  • the B content is 0.0050% or less.
  • it is 0.0040% or less.
  • V 0.10% or less
  • Nb 0.10% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • REM 0.0050% or less individually or simultaneously. May be.
  • V 0.10% or less V contributes to an increase in strength by forming fine carbonitrides.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the V content is 0.10% or less.
  • Nb 0.10% or less Nb, like V, contributes to an increase in strength by forming fine carbonitrides, so it can be added as necessary.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • the Nb content is 0.10% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element that contributes to increasing the strength by generating the second phase, and can be added as necessary. In order to exhibit this effect, the Cr content is preferably 0.10% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.50%, excessive martensite is generated, so the Cr content is 0.50% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Mo is an element that contributes to increasing the strength by generating a second phase.
  • Mo is also an element that contributes to increasing the strength by generating part of carbides, and can be added as necessary.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more. On the other hand, even if the Mo content exceeds 0.50%, the effect is saturated, so the Mo content is 0.50% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu like Cr, is an element that contributes to increasing the strength by generating a second phase. Further, Cu is an element that contributes to increasing the strength by solid solution strengthening, and can be added as necessary. In order to exert these effects, the Cu content is preferably 0.05% or more. On the other hand, even if the Cu content exceeds 0.50%, the effect is saturated, and surface defects caused by Cu are likely to occur. Therefore, the Cu content is set to 0.50% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni like Cu, is an element that contributes to high strength by generating a second phase, and is also an element that contributes to high strength by solid solution strengthening. Can be added. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain Ni 0.05% or more. Further, when added simultaneously with Cu, there is an effect of suppressing surface defects caused by Cu, so that it is particularly effective when Cu is added. On the other hand, even if the Ni content exceeds 0.50%, the effect is saturated, so the Ni content is 0.50% or less.
  • Ca 0.0050% or less
  • Ca is an element that spheroidizes the shape of the sulfide and contributes to the improvement of the adverse effect of the sulfide on stretch flangeability, and can be added as necessary.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is 0.0050% or less.
  • REM 0.0050% or less REM, like Ca, is an element that spheroidizes the shape of the sulfide and contributes to the improvement of the adverse effect of sulfide on stretch flangeability, and can be added as necessary.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is set to 0.0050% or less.
  • the balance other than the above component composition is Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include, for example, Sb, Sn, Zn, Co, etc.
  • the allowable ranges of these inevitable impurities are Sb: 0.01% or less, Sn: 0.1% or less, Zn: 0 0.01% or less, Co: 0.1% or less.
  • this invention even if it contains Ta, Mg, and Zr within the range of a normal steel composition, the effect will not be lost.
  • volume fraction of ferrite 7 ⁇ m or less
  • volume fraction of ferrite 20 to 55% If the volume fraction of ferrite is less than 20%, the elongation decreases because there is little soft ferrite. Therefore, the volume fraction of ferrite is set to 20% or more. Preferably it is 25% or more.
  • the volume fraction of ferrite exceeds 55%, a lot of hard second phases are present, so that there are many places where the hardness difference from soft ferrite is large, and stretch flangeability is deteriorated.
  • the volume fraction of ferrite exceeds 55%, it becomes difficult to secure a strength of 980 MPa or more. For this reason, the volume fraction of ferrite is 55% or less.
  • the average crystal grain size of ferrite exceeds 7 ⁇ m, voids generated on the punched end face are easily connected during expansion flange processing. It becomes easy and good stretch flangeability cannot be obtained.
  • the average crystal grain size of ferrite is 7 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size of ferrite is preferably 5 ⁇ m in consideration of bendability.
  • volume fraction of retained austenite 5-15%
  • the volume fraction of retained austenite needs to be 5% or more. Preferably it is 6% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is 15% or less. Preferably it is 13% or less.
  • Average crystal grain size of martensite 4 ⁇ m or less and martensite volume fraction: 0.5-7%
  • the volume fraction of martensite needs to be 0.5% or more.
  • the volume fraction of martensite is 7% or less.
  • the upper limit of the average crystal grain size of martensite is 4 ⁇ m.
  • martensite refers to martensite that is generated when austenite that is untransformed after being maintained at a second soaking temperature of 350 to 500 ° C. during annealing is cooled to room temperature.
  • Average crystal grain size of the structure that is bainite and / or tempered martensite 6 ⁇ m or less
  • bainite and tempered martensite increase the yield strength and increase the high yield ratio.
  • stretch flangeability can be improved, and the same effect is exhibited for the yield ratio and stretch flangeability.
  • the steel sheet in order to ensure good stretch flangeability and a high yield ratio, the steel sheet must contain a structure that is bainite and / or tempered martensite having an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of the structure that is bainite and / or tempered martensite is more than 6 ⁇ m, voids generated on the punched end face are likely to be connected during stretch flange processing such as hole expansion processing, so that good stretch flangeability is achieved. I can't get it. For this reason, the average crystal grain size of the structure which is bainite and / or tempered martensite is set to 6 ⁇ m or less.
  • bainite and tempered martensite can be distinguished by performing detailed structural observation with FE-SEM (field emission scanning electron microscope), EBSD (electron beam backscatter diffraction) and TEM (transmission electron microscope). is there.
  • the volume fraction of bainite is preferably 10 to 25%, and the volume fraction of tempered martensite is preferably 20 to 50%.
  • the volume fraction of bainite referred to here is the volume fraction of bainitic ferrite (ferrite with high dislocation density) in the observation surface.
  • Tempered martensite is the temperature at which cooling stops during annealing. This is martensite that is partly martensitic transformed during cooling of the steel and is tempered when heated at 350 to 500 ° C.
  • Nano-hardness difference of the structure that is ferrite and bainite and / or tempered martensite 3.5 GPa or less
  • the difference in nano-hardness of the structure that is ferrite and bainite and / or tempered martensite is 3 Must be 5 GPa or less. If the nano hardness difference exceeds 3.5 GPa, voids generated at the interface with the ferrite during the punching process are easily connected, and the stretch flangeability deteriorates.
  • Nano hardness difference between bainite and / or tempered martensite and martensite 2.5 GPa or less
  • nano hardness difference between bainite and / or tempered martensite and martensite Needs to be 2.5 GPa or less. If the nano hardness difference exceeds 2.5 GPa, voids generated at the interface with martensite during punching are likely to be connected, and stretch flangeability deteriorates.
  • the above-described ferrite, retained austenite, and martensite are in the above-described volume fraction range, and the balance is bainite and / or tempered martensite.
  • the present invention in addition to the above-described ferrite, retained austenite, martensite, bainite, and tempered martensite, one or more of pearlite, spherical cementite, and the like may be generated.
  • the volume fraction of the ferrite, retained austenite and martensite, average grain size of ferrite, martensite, average grain size of bainite and / or tempered martensite, ferrite and bainite and / or tempered martensite nano If the difference in hardness, bainite and / or nano hardness difference between tempered martensite and martensite is satisfied, the object of the present invention can be achieved.
  • the total volume fraction of the structures other than ferrite, retained austenite, martensite, bainite and tempered martensite, such as pearlite and spherical cementite is preferably 5% or less in total.
  • the method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention includes the following hot rolling process, pickling process, cold rolling process, and annealing process.
  • the steel slab having the above composition (chemical component) is hot rolled under the conditions of hot rolling start temperature: 1150 to 1300 ° C. and finish rolling end temperature of 850 to 950 ° C. Cooling is started within 1 s after the end of rolling, and after cooling to 650 ° C. or less at the first average cooling rate of 80 ° C./s or more as primary cooling, second average cooling of 5 ° C./s or more as secondary cooling It cools to 550 degrees C or less at a speed
  • the obtained hot-rolled steel sheet is pickled in a pickling process and cold-rolled in a cold rolling process.
  • the cold-rolled steel sheet was heated to a first soaking temperature in the temperature range of 750 ° C. or higher at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s in the annealing process, and held at the first soaking temperature for 30 s or longer.
  • the cooling is performed at a third average cooling rate of 3 ° C./s or more from the first soaking temperature to a cooling stop temperature of 150 to 350 ° C., and heated to a second soaking temperature in a temperature range of 350 ° C. to 500 ° C. After holding for 20 s or longer, cool to room temperature.
  • Hot rolling process In the hot rolling process, hot rolling is started at 1150 to 1300 ° C. without reheating the steel slab after casting, or hot rolling is started after reheating to 1150 to 1300 ° C.
  • the steel slab to be used is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components. In addition, it can be manufactured also by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • after manufacturing the steel slab after cooling to room temperature and then reheating it, without cooling, it is charged in a heating furnace as it is without being cooled, or after heat retention Energy-saving processes such as direct rolling and direct rolling, in which rolling is performed immediately or after casting, can be applied without problems.
  • Hot rolling start temperature 1150-1300 ° C
  • the hot rolling start temperature is less than 1150 ° C.
  • the rolling load increases and the productivity decreases, so it is necessary to set the temperature to 1150 ° C. or higher.
  • the hot rolling start temperature exceeds 1300 ° C.
  • the cost for heating the steel slab only increases, so the hot rolling start temperature is set to 1300 ° C. or lower.
  • Finishing rolling finish temperature 850-950 ° C
  • the hot rolling needs to be finished in the austenite single phase region.
  • the finish rolling finish temperature in hot rolling shall be 850 degreeC or more.
  • finish rolling end temperature exceeds 950 ° C.
  • finish rolling end temperature needs to be 950 ° C. or less.
  • finish rolling completion temperature shall be 850 degreeC or more and 950 degrees C or less.
  • Cooling is started within 1 s after the end of hot rolling and cooled to 650 ° C. or less at a first average cooling rate of 80 ° C./s or more. After hot rolling is completed, rapid cooling to a temperature range where bainite transformation is performed without ferrite transformation. Then, the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet is controlled. By rapidly heating the hot-rolled steel sheet thus manufactured in the subsequent annealing process, the steel sheet structure after annealing is refined and the difference in nano hardness is reduced, so that stretch flangeability is improved.
  • the distribution of elements such as C and Mn in the hot-rolled steel sheet becomes inhomogeneous.
  • the stretch flangeability is improved by refining the steel sheet structure by rapid heating during annealing.
  • C and Mn cannot be sufficiently diffused during annealing.
  • both cooling after finish rolling and rapid heating during annealing are important. Therefore, after finish rolling, cooling is started within 1 s after the end of hot rolling, and the primary cooling is performed to 650 ° C. or less at a first average cooling rate of 80 ° C./s or more.
  • the first average cooling rate is an average cooling rate from the finish rolling end temperature to the first cooling end temperature.
  • Secondary cooling is performed at a second average cooling rate of 5 ° C./s or more to 550 ° C. or less.
  • the second average cooling rate is less than 5 ° C./s or the end temperature of the secondary cooling exceeds 550 ° C., excessive ferrite or pearlite is generated in the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet, and stretch flangeability after annealing. Decreases.
  • the second average cooling rate is an average cooling rate from the end temperature of the first cooling to the winding temperature.
  • Winding temperature 550 ° C. or less
  • the hot-rolled steel sheet is wound into a coil shape.
  • the coiling temperature exceeds 550 ° C., ferrite and pearlite are excessively generated.
  • the upper limit of coiling temperature shall be 550 degreeC.
  • it is 500 degrees C or less.
  • the coiling temperature is too low, hard martensite is excessively generated and the cold rolling load increases, so 300 ° C. or higher is preferable.
  • pickling process In order to remove the scale of the surface layer of the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling process, pickling is performed in the pickling process after the hot rolling process described above.
  • the conditions in the pickling step are not particularly limited, and may be carried out according to a conventional method.
  • Cold rolling process The hot-rolled steel sheet after pickling is subjected to a cold rolling process that is rolled to a predetermined thickness to obtain a cold-rolled sheet.
  • the conditions in the cold rolling process are not particularly limited, and may be performed by a conventional method.
  • intermediate annealing may be performed before the cold rolling process.
  • the time and temperature of the intermediate annealing are not particularly limited. For example, when performing batch annealing in the state of a coil, it is preferable to anneal at 450 ° C. to 800 ° C. for 10 minutes to 50 hours.
  • the annealing process In the annealing process, the cold-rolled sheet obtained in the cold rolling process is annealed and recrystallization proceeds, and bainite, tempered martensite, retained austenite and martensite are formed in the steel sheet structure to increase the strength. .
  • the steel sheet In the annealing step, the steel sheet is heated to a temperature range of 750 ° C. or higher at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s, held at a first soaking temperature of 750 ° C. or more for 30 s, and then from the first soaking temperature.
  • Average heating rate Heating to a temperature range of 750 ° C. or higher at 3 to 30 ° C./s
  • the heating rate when heating to a temperature range of 750 ° C. or higher which is a two-phase region of ferrite and austenite or a single phase region of austenite
  • the nucleation rate of ferrite and austenite generated by recrystallization in the annealing process is made faster than the grain growth rate of these structures, so that the crystal grains after annealing are refined.
  • the refinement of the ferrite grain size has the effect of increasing the yield ratio, it is important to refine the ferrite grain by controlling the heating rate.
  • an average heating rate needs to be 3 degrees C / s or more. Preferably it is 5 degrees C / s or more.
  • the upper limit of the average heating rate is 30 ° C./s.
  • the average heating rate is an average heating rate from room temperature to the first soaking temperature.
  • First soaking temperature 750 ° C. or higher If the soaking temperature (first soaking temperature) is less than 750 ° C., the volume fraction of austenite formed during annealing is small, so that a high yield ratio can be ensured. I can't get the site. For this reason, the lower limit of the first soaking temperature is 750 ° C. There is no particular upper limit. However, if the first soaking temperature is too high, it may be difficult to obtain the volume fraction of ferrite necessary for elongation.
  • Soaking time 30 s or more At the first soaking temperature described above, recrystallization proceeds and a part or all of the steel sheet structure undergoes austenite transformation, so the soaking time at the first soaking temperature is 30 s or more. There is a need.
  • the upper limit of the soaking time is not particularly limited.
  • the upper limit of a 3rd average cooling rate is not prescribed
  • the cooling stop temperature is less than 150 ° C.
  • martensite is excessively generated during cooling, untransformed austenite is reduced, and bainite transformation and retained austenite are reduced.
  • the cooling stop temperature exceeds 350 ° C.
  • tempered martensite decreases and stretch flangeability deteriorates. For this reason, the cooling stop temperature is set to 150 to 350 ° C.
  • the temperature is preferably 150 to 300 ° C.
  • Second soaking temperature 350-500 ° C
  • heating is performed to a second soaking temperature in a temperature range of 350 to 500 ° C.
  • the martensite generated in the course of cooling is tempered into tempered martensite, and untransformed austenite is transformed to bainite, and bainite and residual austenite are produced in the steel sheet structure.
  • it is heated again to the second soaking temperature in the temperature range of 350 to 500 ° C., and kept in the temperature range of 350 to 500 ° C. for 20 s or more.
  • the second soaking temperature is set to 350 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • Holding time at the second soaking temperature 20 s or longer If the holding time at the above-mentioned second soaking temperature is less than 20 s, bainite transformation does not proceed sufficiently, so that a large amount of untransformed austenite remains, and finally martensite. Is excessively generated and stretch flangeability is lowered. For this reason, the holding time at the second soaking temperature is set to 20 s or longer.
  • the upper limit of the holding time is not particularly specified. In order to advance the bainite transformation, it is preferably 3000 s or less.
  • temper rolling may be performed after annealing.
  • a preferred range of elongation is 0.1% to 2.0%.
  • hot dip galvanization may be performed to obtain a hot dip galvanized steel sheet, or after hot dip galvanization, an alloying treatment may be performed to obtain an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet may be electroplated to form an electroplated steel sheet.
  • Hot rolling start temperature is 1250 ° C.
  • finish rolling finish temperature is set as the conditions shown in Table 2 Hot rolling is performed to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.2 mm.
  • cooling is started within a time T (s) shown in Table 2, and the first average cooling rate shown in Table 2
  • the product was cooled to the first cooling temperature at (cooling speed 1), and subsequently cooled to the winding temperature (CT) shown in Table 2 at the second average cooling rate (cooling speed 2), and a winding equivalent process was performed.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled to produce a cold-rolled sheet (sheet thickness: 1.4 mm). Then, after heating to the 1st soaking temperature shown in Table 2 at the average heating rate shown in Table 2, holding and soaking time (1st holding time), it annealed, and then the cooling rate (cooling speed) shown in Table 2 In 3), it was cooled to a cooling stop temperature, then heated, held at the second soaking temperature shown in Table 2 (second holding time), and cooled to room temperature to produce a high-strength cold-rolled steel sheet.
  • Test specimens collected from the manufactured steel sheets are punched into 10mm ⁇ holes with a clearance of 12.5% according to the Japan Iron and Steel Federation standard (JFS T1001 (1996)), and the burr is on the die side. After setting, the hole expansion rate ( ⁇ ) was measured by molding with a 60 ° conical punch.
  • a steel sheet having a good stretch flangeability is one having ⁇ (%) of 50% or more.
  • Step structure The volume fraction of ferrite and martensite in the steel sheet was observed by magnifying 3% nital after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and observing it at a magnification of 2000 using a scanning electron microscope (SEM). It was determined using Image-Pro of Media Cybernetics. Specifically, the area ratio was measured by the point count method (based on ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio was defined as the volume fraction.
  • the average crystal grain size of ferrite and martensite can be calculated by taking the photos of the respective ferrite and martensite crystal grains that have been identified in advance from the steel sheet structure photograph using the above-mentioned Image-Pro. The circle equivalent diameter was calculated and the values were averaged.
  • the volume fraction of retained austenite was determined by polishing the steel plate to a 1 ⁇ 4 plane in the thickness direction and diffracting X-ray intensity on this 1 ⁇ 4 plane.
  • a K ⁇ ray of Mo as a radiation source and an acceleration voltage of 50 keV
  • an X-ray diffraction method (apparatus: RINT2200 manufactured by Rigaku) and a ferrite ferrite ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 211 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and austenite
  • the integrated intensity of X-ray diffraction lines on the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and ⁇ 311 ⁇ plane is measured, and using these measured values, “X-ray diffraction handbook” (2000) Rigaku Denki Co., Ltd., p.
  • the volume fraction of retained austenite was determined.
  • the average crystal grain size of the structure that is bainite and / or tempered martensite was obtained by calculating the equivalent circle diameter from the steel sheet structure photograph using the above-mentioned Image-Pro and averaging these values.
  • Nano hardness The nano hardness of the structure which is ferrite, martensite, bainite and / or tempered martensite is 1000 ⁇ N with a reduction load of 1 ⁇ 4 ⁇ m of the plate thickness from the steel plate surface using AFM (Atomic Force Microscope) nanoindentation. Then, the nano hardness at 10 locations was measured, and the nano hardness difference was calculated from the average value. In addition, each tissue was identified by observing the structure of the portion whose hardness was measured after the nano hardness measurement with a SEM (scanning electron microscope).
  • Table 3 shows the measurement results of the measured tensile properties, stretch flangeability, nano hardness difference, and steel sheet structure. From the results shown in Table 3, in all of the examples of the present invention, ferrite having an average grain size of 7 ⁇ m or less is 20% to 55% in volume fraction, residual austenite is 5 to 15% in volume fraction, and the average grain size is Having a composite structure containing bainite and / or tempered martensite having an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less in the balance and containing martensite of 4 ⁇ m or less in a volume fraction of 0.5 to 7%, and ferrite and bainite and / or The difference in nano hardness of the structure that is tempered martensite is 3.5 GPa or less, and the difference in nano hardness between the structure that is bainite and / or tempered martensite and martensite is 2.5 GPa or less.
  • the example of the present invention has a good workability such as a tensile strength of 980 MPa or more and a yield ratio of 80% or more, and an elongation of 17% or more and a hole expansion ratio of 50% or more.
  • the steel component and the steel sheet structure do not satisfy the scope of the present invention, and as a result, at least one characteristic of tensile strength, yield ratio, elongation, and hole expansion ratio is inferior.

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Abstract

　伸びと伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．６～２．５％、Ｍｎ：２．２～３．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００２～０．０５％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が７μｍ以下のフェライトを体積分率で２０％～５５％、残留オーステナイトを体積分率で５～１５％、平均結晶粒径が４μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で０．５～７％含むとともに、平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織を含み、かつ、フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度差が３．５ＧＰａ以下、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトのナノ硬度差が２．５ＧＰａ以下であるミクロ組織を有する、高降伏比高強度冷延鋼板。

Description

高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度冷延鋼板に関するものである。
　近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、車体の軽量化による燃費向上が大きな課題となっている。このため、自動車用部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められている。特に、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の自動車用部品への適用が進められている。
　自動車の構造用部材や補強用部材といった自動車用部品に使用される高強度鋼板には、成形性に優れることが要求される。特に、複雑な形状を有する部品に用いられる高強度鋼板には、伸びあるいは伸びフランジ性（穴広げ性ともいう）といった特性のいずれかが優れているだけでなく、その両方が優れていることが求められる。さらに、上記構造用部材や補強用部材などの自動車用部品には、優れた衝突吸収エネルギー特性が求められている。衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、使用する鋼板の降伏比を高めることが有効である。降伏比の高い鋼板を用いた自動車用部品は、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収することが可能となる。なお、ここで降伏比（ＹＲ）とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳで表される。
　従来、高強度と成形性とを兼ね備えた高強度薄鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織のデュアルフェーズ鋼（ＤＰ鋼）が知られている。また、高強度と優れた延性を兼ね備えた鋼板として、残留オーステナイトの変態誘起塑性（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を利用したＴＲＩＰ鋼板が挙げられる。このＴＲＩＰ鋼板は、残留オーステナイトを含有した鋼板組織を有しており、マルテンサイト変態開始温度以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる。しかし、このＴＲＩＰ鋼板は、打抜き加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで、フェライトとの界面にクラックが発生し、穴広げ性（伸びフランジ性）に劣るという問題点があった。
　ＴＲＩＰ鋼板の伸びフランジ性を向上させた鋼板として、例えば特許文献１には、残留オーステナイト：少なくとも５％、ベイニティック・フェライト：少なくとも６０％、ポリゴナル・フェライト：２０％以下（０％含む）を満たす鋼組織を有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が開示されている。また、特許文献２には、母相組織として焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で５０％以上含有し、第２相組織として残留オーステナイトを全組織に対して占積率で３～２０％含有する伸びと伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が開示されている。
特開２００５－２４０１７８号公報 特開２００２－３０２７３４号公報
　しかしながら、一般的にＤＰ鋼はマルテンサイト変態時にフェライト中に可動転位が導入されるため低降伏比となり、衝突吸収エネルギー特性が低い。また、残留オーステナイトを活用したＴＲＩＰ鋼板である特許文献１の鋼板は、強度に対して伸びが不十分であり、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度領域において、十分な伸びを確保することが困難である。また、特許文献２の技術では、実施例にて具体的に開示される伸びと伸びフランジ性に優れるとされる鋼板は、降伏比が低く、ＴＳも５９０～９４０ＭＰａレベルであり、９８０ＭＰａ以上もの高強度領域で伸びおよび伸びフランジ性に優れ、降伏比を高めたものではない。
　このように引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、高い降伏比を確保して優れた衝突吸収エネルギー特性を保ちつつ、伸びおよび伸びフランジ性を確保して優れた成形性を有するようにすることは困難であり、これらの特性を兼備する鋼板が望まれていた。
　本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、伸びと伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、フェライト、マルテンサイトの平均結晶粒径を所定範囲とするとともに、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率を所定の範囲とし、さらに残部が主に所定範囲の平均結晶粒径を有するベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトであるミクロ組織とし、フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織の硬度差、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトの硬度差を制御することで、高降伏比を確保しつつ高延性に加えて優れた伸びフランジ性を併せて得られることを見出した。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
　まず、本発明者らは、鋼板組織と、上記したような引張強さ、降伏比、伸び、伸びフランジ性といった特性との関係について検討し、以下のように考察した。
ａ）鋼板組織中にマルテンサイトもしくは残留オーステナイトが存在した場合、穴広げ試験において、打抜き加工時にフェライトとの界面にボイドが発生し、その後の穴広げ過程でボイド同士が連結、進展することで、き裂が発生する。このため、良好な伸びフランジ性を確保することが困難となる。
ｂ）転位密度の高いベイナイトや焼戻しマルテンサイトを鋼板組織内に含有させることで、降伏強度が上昇するため、高降伏比を得ることが可能であり、また、伸びフランジ性を良好とすることができる。しかしながら、この場合、伸びが低下する。
ｃ）伸びを向上するためには、軟質なフェライトや残留オーステナイトを含有することが有効である。しかしながら、引張強さや伸びフランジ性が低下する。
　そこで、発明者らはさらに鋭意検討を重ね、以下の知見を得た。
ｉ）鋼中にＳｉを適量添加することでフェライトを固溶強化し、Ｂを適量添加して、焼入れ性を高める。マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度を高めてしまうような焼入れ元素ではなく、Ｂを用いることで、マルテンサイトの硬度を高めることを抑制する。さらに、ボイド発生源である硬質相の体積分率を調整し、硬質中間相である焼戻しマルテンサイトやベイナイトを鋼板組織に含有させるとともに、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径を微細化する。これにより、打抜き加工時に発生するボイドの数や穴広げ時のボイドの連結を抑制することができ、伸びや降伏比を確保しつつ、穴広げ性（伸びフランジ性）が向上する。
ｉｉ）過剰に焼入れ元素を添加すると、マルテンサイト変態開始点が低下してしまい、必要な焼戻しマルテンサイトの体積分率を得るために冷却停止温度を低下させなければならず、過度の冷却能力が必要となりコストが増大する。一方、Ｂはマルテンサイト変態開始点を低下させずに焼入れ性を確保することが可能である。このため、焼入れ元素としてＢを用いることで、冷却に必要なコストを低減することができる。
ｉｉｉ）Ｂは、熱間圧延時の仕上げ圧延後の冷却において、フェライトやパーライトの生成を抑制することが可能である。Ｂを添加することで、熱延鋼板の鋼板組織をベイナイト均質組織とし、その後の焼鈍時に急速加熱することで、微細化およびナノ硬度差を制御することができる。
　上記知見に基づき、検討を重ねた結果、質量％でＳｉ：０．６～２．５％およびＢ：０．０００２～０．００５０％を添加し、さらに適正な条件で熱間圧延、冷間圧延後、焼鈍にて熱処理を施すことで、フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトのナノ硬度差を３．５ＧＰａ以下、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトとマルテンサイトのナノ硬度差を２．５ＧＰａ以下とし、かつ、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの体積分率を強度と延性を損なわない範囲に制御することで、高降伏比を確保しつつ、伸びと伸びフランジ性を向上させることが可能であることを見出した。
　本発明は上記知見に基づくものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．６～２．５％、Ｍｎ：２．２～３．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００２～０．０５％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が７μｍ以下のフェライトを体積分率で２０％～５５％、残留オーステナイトを体積分率で５～１５％、平均結晶粒径が４μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で０．５～７％含むとともに、平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織を含み、かつ、フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度差が３．５ＧＰａ以下、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトのナノ硬度差が２．５ＧＰａ以下であるミクロ組織を有する、高降伏比高強度冷延鋼板。
　［２］さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下の１種以上を含有する、前記［１］に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
　［３］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下の１種以上を含有する、前記［１］または前記［２］に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
　［４］さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下の１種以上を含有する、前記［１］～前記［３］のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
　［５］前記［１］～前記［４］のいずれかに記載の化学成分を有する鋼スラブを準備し、前記鋼スラブを熱間圧延開始温度：１１５０～１３００℃、仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延し、熱間圧延の終了後１ｓ以内に冷却を開始し、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、巻取温度：５５０℃以下として巻取り、酸洗、冷間圧延を施した後に、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０℃以上の温度域に加熱し、７５０℃以上の温度である第１均熱温度で３０ｓ以上保持した後、第１均熱温度から１５０～３５０℃の温度域の冷却停止温度まで３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で冷却し、３５０℃～５００℃の温度域の第２均熱温度に加熱して２０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する、高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、高降伏比を有し、伸びと伸びフランジ性が共に優れた高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
　まず、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成の限定理由を説明する。なお、本明細書において、鋼の化学成分の「％」表示は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０５～０．１５％
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素である。Ｃは本発明において、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトといった第２相の形成を通じて、高強度化に寄与する。Ｃ量が０．０５％未満では、必要な第２相の確保が難しいため、Ｃ量は０．０５％以上とする。好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃ量が０．１５％を超えると、フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトのナノ硬度差、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトとマルテンサイトのナノ硬度差が大きくなるため、伸びフランジ性が低下する。このため、Ｃ量は０．１５％以下とする。好ましくは０．１４％以下である。
　Ｓｉ：０．６～２．５％
　Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化に有効な元素でもある。本発明において、強度と延性のバランスの改善およびフェライトの硬度確保のためには、Ｓｉ量を０．６％以上とする必要がある。好ましくは０．８％以上である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加により化成処理性が低下するため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。好ましくは２．１％以下である。
　Ｍｎ：２．２～３．５％
　Ｍｎは鋼を固溶強化すること、および第２相組織を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の分率制御に必要な元素である。さらに、熱延鋼板の組織をベイナイト変態により均質化するために必要な元素である。これらの効果を得るためにはＭｎは２．２％以上含有することが必要である。一方、過剰に含有した場合、マルテンサイトの体積率が過剰となるため、Ｍｎの含有量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下である。
　Ｐ：０．０８％以下
　Ｐは固溶強化により高強度化に寄与する。しかしながら、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、また、溶接性を低下させる。そのため、Ｐの含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下する。このためＳの含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。Ｓの含有量には特に下限は無い。なお、Ｓ量を極力低減させるには製鋼コストの上昇を伴うため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１～０．０８％
　Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。一方、０．０８％を超えて含有しても効果が飽和するため、Ａｌの含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは粗大な窒化物を形成し、曲げ性や伸びフランジ性を劣化させる傾向があることから、Ｎの含有量は低くすることが好ましい。Ｎの含有量が０．０１０％超えでは、前記傾向が顕著となるため、Ｎの含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｔｉ：０．００２～０．０５％
　Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。さらにＴｉはＢよりもＮと反応しやすく、本発明において必須の元素であるＢをＮと反応させないためにも必要である。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量は０．００２％以上とする必要がある。好ましくは０．００５％以上である。一方、過剰にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、Ｔｉの含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３５％以下である。
　Ｂ：０．０００２～０．００５０％
　Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、Ｂは焼入れ性を確保しつつ、マルテンサイト変態開始点を低下させない元素でもある。さらに、Ｂには、熱間圧延時の仕上げ圧延後に冷却する際、フェライトやパーライトの生成を抑制する効果がある。これらの効果を発揮するために、Ｂの含有量は０．０００２％以上とする必要がある。好ましくは０．０００３％以上である。一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えても、上記効果は飽和する。このため、Ｂの含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下である。
　また、本発明では、以下の理由により、上記の成分に加えてさらに、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下の１種以上、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下の１種以上、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下の１種以上を個別にあるいは同時に添加してもよい。
　Ｖ：０．１０％以下
　Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する。このような作用を得るためには、Ｖの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、０．１０％を超えて多量のＶを添加しても、強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖの含有量は０．１０％以下とする。
　Ｎｂ：０．１０％以下
　ＮｂもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するため、Ｎｂの含有量は０．１０％以下とする。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、Ｃｒの含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、過剰にマルテンサイトが生成するため、Ｃｒの含有量は０．５０％以下とする。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　ＭｏはＣｒと同様に第２相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｏはさらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素でもあり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮させるためには、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えてもその効果が飽和するため、Ｍｏの含有量は０．５０％以下とする。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　ＣｕもＣｒと同様に第２相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、Ｃｕはさらに固溶強化により高強度化に寄与する元素でもあり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためには、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えてもその効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Ｃｕの含有量は０．５０％以下とする。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　ＮｉもＣｕと同様、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、また固溶強化により高強度化に寄与する元素でもあり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮させるためにはＮｉは０．０５％以上含有させることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時に特に有効である。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えても、その効果が飽和するため、Ｎｉの含有量は０．５０％以下とする。
　Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、硫化物の形状を球状化して、伸びフランジ性への硫化物の悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためにはＣａの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａの含有量が０．００５０％を超えても、その効果が飽和するため、Ｃａの含有量は０．００５０％以下とする。
　ＲＥＭ：０．００５０％以下
　ＲＥＭもＣａと同様、硫化物の形状を球状化して、伸びフランジ性への硫化物の悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためにはＲＥＭの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、ＲＥＭの含有量が０．００５０％を超えても、その効果が飽和するため、ＲＥＭの含有量は０．００５０％以下とする。
　上記した成分組成以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの不可避的不純物の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
　フェライトの平均結晶粒径：７μｍ以下、かつ、フェライトの体積分率：２０～５５％
　フェライトの体積分率が２０％未満では、軟質なフェライトが少ないため伸びが低下する。そのため、フェライトの体積分率は２０％以上とする。好ましくは２５％以上である。フェライトの体積分率が５５％を超えると、硬質な第２相が多く存在するため、軟質なフェライトとの硬度差が大きい箇所が多く存在するようになり、伸びフランジ性が低下する。また、フェライトの体積分率が５５％を超えると、９８０ＭＰａ以上の強度の確保も困難となる。このため、フェライトの体積分率は５５％以下とする。好ましくは５０％以下である。また、フェライトの平均結晶粒径が７μｍ超では、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるといったように、打ち抜き端面に生成したボイドが伸びフランジ加工の際連結しやすくなり、良好な伸びフランジ性が得られない。さらに降伏比を高めるためにはフェライト粒径を微細化することが有効であることから、フェライトの平均結晶粒径は７μｍ以下とする。なお、偏析を抑制できるため、曲げ性を考慮すると、フェライトの平均結晶粒径の下限は、５μｍが好ましい。
　残留オーステナイトの体積分率：５～１５％
　所望の伸びを確保するためには、残留オーステナイトの体積分率を５％以上とする必要がある。好ましくは６％以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率が１５％を超えると伸びフランジ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積分率は１５％以下とする。好ましくは１３％以下である。
　マルテンサイトの平均結晶粒径：４μｍ以下、かつ、マルテンサイトの体積分率：０．５～７％
　所望の強度を確保するために、マルテンサイトの体積分率は０．５％以上とする必要がある。一方、良好な伸びフランジ性を確保するために、マルテンサイトの体積分率は７％以下とする。また、マルテンサイトの平均結晶粒径が４μｍ超では、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。このため、マルテンサイトの平均結晶粒径の上限は４μｍとする。なお、ここで云うマルテンサイトとは、焼鈍時の第２均熱温度３５０～５００℃での保持後も未変態であるオーステナイトが、室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトのことである。
　ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径：６μｍ以下
　本発明の高強度冷延鋼板において、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、上記したように、降伏強度を上昇させて高降伏比を得ることが可能であり、また、伸びフランジ性を良好とすることができ、降伏比や伸びフランジ性に対して、それぞれ同様の効果を示す。本発明において、良好な伸びフランジ性および高降伏比を確保するために、鋼板中に平均結晶粒径６μｍ以下のベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織を含有することが必要である。ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径が６μｍ超では、打抜き端面に生成したボイドが、穴広げ加工などの伸びフランジ加工中に連結しやすくなるため、良好な伸びフランジ性が得られない。このため、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径は６μｍ以下とする。
　なお、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）やＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により詳細な組織観察を行うことで、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの識別は可能である。このような組織観察によりベイナイトと焼戻しマルテンサイトを識別した場合、ベイナイトの体積分率は１０～２５％、焼戻しマルテンサイトの体積分率は２０～５０％が好ましい。なお、ここで云うベイナイトの体積分率とは、観察面に占めるベイニティック・フェライト（転位密度の高いフェライト）の体積割合のことであり、焼戻しマルテンサイトとは、焼鈍時の冷却停止温度までの冷却中に未変態のオーステナイトが一部マルテンサイト変態し、３５０～５００℃で加熱された際に焼戻されるマルテンサイトのことである。
　フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度差：３．５ＧＰａ以下
　良好な伸びフランジ性を確保するために、フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度差を３．５ＧＰａ以下とする必要がある。このナノ硬度差が３．５ＧＰａ超では、打ち抜き加工時にフェライトとの界面に生成したボイドが連結しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。
　ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトのナノ硬度差：２．５ＧＰａ以下
　良好な伸びフランジ性を確保するために、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトのナノ硬度差を２．５ＧＰａ以下とする必要がある。このナノ硬度差が２．５ＧＰａ超では、打ち抜き加工時にマルテンサイトとの界面に生成したボイドが連結しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。
　本発明の高強度冷延鋼板は、上記したフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトを上記した体積分率の範囲とし、残部をベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織とすることが好ましい。なお、本発明では、上記したフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト以外に、パーライト、球状セメンタイト等の１種あるいは２種以上が生成される場合がある。なお、上記のフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積分率、フェライト、マルテンサイトの平均結晶粒径、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径、フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトのナノ硬度差、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトとマルテンサイトのナノ硬度差が満足されれば、本発明の目的を達成できる。ただし、パーライトや球状セメンタイト等、上記したフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト以外の組織の体積分率は合計で５％以下が好ましい。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、下記のような熱間圧延工程、酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍工程を有する。熱間圧延工程では、上記成分組成（化学成分）を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度：１１５０～１３００℃、仕上げ圧延の終了温度８５０～９５０℃の条件で熱間圧延を行い、熱間圧延の終了後１ｓ以内に冷却を開始し、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却して、巻取温度：５５０℃以下で巻取る。次いで、得られた熱延鋼板を酸洗工程にて酸洗し、冷間圧延工程にて冷間圧延する。冷間圧延後の鋼板を、焼鈍工程にて、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０℃以上の温度域の第１均熱温度に加熱し、第１均熱温度で３０ｓ以上保持した後、第１均熱温度から１５０～３５０℃の冷却停止温度まで３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で冷却し、３５０℃～５００℃の温度域の第２均熱温度に加熱して２０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する。
　以下、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について、詳細に説明する。
　［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では鋼スラブを、鋳造後、再加熱することなく１１５０～１３００℃で熱間圧延を開始するか、若しくは１１５０～１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始する。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましい。なお、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　熱間圧延開始温度：１１５０～１３００℃
　熱間圧延開始温度が１１５０℃未満であると、圧延負荷が増大し生産性が低下するため、１１５０℃以上とする必要がある。一方、熱間圧延開始温度が１３００℃を超えても、鋼スラブを加熱するコストが増大するだけであるため、熱間圧延開始温度は１３００℃以下とする。
　仕上げ圧延終了温度：８５０～９５０℃
　鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび伸びフランジ性を向上させるため、熱間圧延はオーステナイト単相域にて終了する必要がある。このため、熱間圧延における仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃を超えると、熱延鋼板の組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とする必要がある。このため、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上９５０℃以下とする。
　熱間圧延の終了後１ｓ以内に冷却を開始し、８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却
　熱間圧延終了後、フェライト変態させることなく、ベイナイト変態する温度域まで急冷して、熱延鋼板の鋼板組織を制御する。このようにして製造した熱延鋼板を、その後の焼鈍過程で急速加熱することで、焼鈍後の鋼板組織が微細化するとともにナノ硬度差が低下するため、伸びフランジ性が向上する。ここで、熱延鋼板の組織中にフェライトやパーライトが過剰に生成していると、熱延鋼板中のＣやＭｎ等の元素の分布が不均質となる。上記したように、本発明では焼鈍時に急速加熱することにより、鋼板組織を微細化することで伸びフランジ性を向上する。一方、熱延鋼板中のＣやＭｎ等の元素の分布が不均質であると、焼鈍中にＣやＭｎ等の拡散が十分に出来ない。このため、焼鈍後の鋼板組織が微細化しても、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトの硬度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。よって、本発明では仕上げ圧延後の冷却および焼鈍中の急速加熱の双方が重要である。そのため、仕上げ圧延後は、熱間圧延の終了後１ｓ以内に冷却を開始し、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却する。
　熱間圧延の終了後に１ｓを超えて１次冷却を開始するか、あるいは、１次冷却の速度である第１平均冷却速度が８０℃／ｓ未満では、フェライト変態が開始して熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の伸びフランジ性が低下する。また１次冷却の終了温度が６５０℃超えでは、パーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の伸びフランジ性が低下する。このため、熱間圧延の終了後１ｓ以内に冷却を開始し、８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却する必要がある。なおここで、第１平均冷却速度は、仕上げ圧延終了温度から第１冷却の終了温度までの平均冷却速度である。
　５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却
　上記した１次冷却に引き続き、２次冷却を施す。２次冷却は５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。第２平均冷却速度が５℃／ｓ未満であるか、あるいは２次冷却の終了温度が５５０℃超えでは、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、焼鈍後の伸びフランジ性が低下する。なおここで、第２平均冷却速度は、第１冷却の終了温度から巻取温度までの平均冷却速度である。
　巻取り温度：５５０℃以下
　上記した２次冷却後、熱延鋼板をコイル形状に巻き取る。巻取り温度が５５０℃超では、フェライトおよびパーライトが過剰に生成する。このため、巻取り温度の上限は５５０℃とする。好ましくは５００℃以下である。巻取り温度の下限は特に規定はしない。しかしながら、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、３００℃以上が好ましい。
　［酸洗工程］
　上記した熱間圧延工程後、酸洗工程にて、熱間圧延工程にて得られた熱延鋼板の表層のスケールを除去するため、酸洗を施す。酸洗工程における条件は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
　［冷間圧延工程］
　酸洗後の熱延鋼板に対し、所定の板厚に圧延して冷延板とする冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程における条件は特に限定されず、常法で実施すればよい。また、冷間圧延負荷を低下させるため、冷間圧延工程前に中間焼鈍を施しても良い。中間焼鈍の時間や温度は特に限定されるものではない。例えばコイルの状態でバッチ焼鈍を行う場合は、４５０℃～８００℃にて、１０分～５０時間焼鈍するのが好ましい。
　［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、冷間圧延工程にて得た冷延板を焼鈍して、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織中にベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトやマルテンサイトを形成する。そのために、焼鈍工程では、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０℃以上の温度域に加熱し、７５０℃以上の第１均熱温度で３０ｓ以上保持した後、第１均熱温度から１５０～３５０℃の冷却停止温度まで３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で冷却し、３５０℃～５００℃の温度域の第２均熱温度に加熱して２０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する。
　平均加熱速度：３～３０℃／ｓで７５０℃以上の温度域に加熱
　本発明では、フェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域である７５０℃以上の温度域まで加熱する際の加熱速度を制御して、焼鈍工程での再結晶により生成するフェライトやオーステナイトの核生成速度を、これらの組織の粒成長速度より早めることで、焼鈍後の結晶粒を微細化する。特にフェライト粒径の微細化は、降伏比を大きくする効果があるため、加熱速度を制御して、フェライト粒を微細化することが重要である。７５０℃以上の温度域に加熱する際の平均加熱速度が３℃／ｓ未満では、フェライト粒が粗大になり、所望のフェライト粒径を得られない。このため、平均加熱速度は３℃／ｓ以上とする必要がある。好ましくは５℃／ｓ以上である。一方、加熱速度が速すぎると、再結晶が進行しにくくなるため、該平均加熱速度の上限は３０℃／ｓとする。また、該加熱速度での加熱は、７５０℃以上の温度域まで行う必要がある。平均加熱速度での加熱が７５０℃未満では、フェライトの体積分率が高くなり、所望の鋼板組織を得ることが不可能となるため、７５０℃以上の温度域まで前記平均加熱速度で加熱する必要がある。なお、ここで平均加熱速度は、室温から第１均熱温度までの平均の加熱速度である。
　第１均熱温度：７５０℃以上
　均熱温度（第１均熱温度）が７５０℃未満では焼鈍中に形成されるオーステナイトの体積分率が少ないため、高降伏比の確保可能なベイナイト、焼戻しマルテンサイトを得ることが出来ない。このため、第１均熱温度の下限は７５０℃とする。上限は特に規定されない。しかしながら、第１均熱温度が高すぎると、伸びに必要なフェライトの体積分率を得ることが困難となる可能性があるため、８８０℃以下が好ましい。
　均熱時間：３０ｓ以上
　上記の第１均熱温度において、再結晶を進行させるとともに、鋼板組織の一部もしくは全てをオーステナイト変態させるため、第１均熱温度での均熱時間は３０ｓ以上とする必要がある。均熱時間の上限は特に限定されない。
　第１均熱温度から１５０～３５０℃の温度域の冷却停止温度まで３℃／ｓ以上の冷却速度（第３平均冷却速度）で冷却
　上記均熱後の鋼板を、第１均熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下である１５０～３５０℃の温度域まで冷却し、第１均熱温度での均熱時に生成したオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させる。第１均熱温度からの平均冷却速度である第３平均冷却速度が３℃／ｓ未満だと、鋼板組織中にパーライトや球状セメンタイトが過剰に生成する。このため、第３平均冷却速度の下限は３℃／ｓとする。なお、第３平均冷却速度の上限は特に規定はしないものの、所望の鋼板組織を得るため、４０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、冷却停止温度が１５０℃未満では冷却時にマルテンサイトが過剰に生成し、未変態のオーステナイトが減少して、ベイナイト変態や残留オーステナイトが減少するため、伸びが低下する。冷却停止温度が３５０℃超えでは焼戻しマルテンサイトが減少し、伸びフランジ性が低下する。このため、冷却停止温度は１５０～３５０℃とする。好ましくは１５０～３００℃である。
　第２均熱温度：３５０～５００℃
　上記第３平均冷却速度での冷却に引き続き、３５０～５００℃の温度域の第２均熱温度に加熱する。第２均熱温度に加熱することにより、上記冷却途中に生成したマルテンサイトを焼戻して焼戻しマルテンサイトとするとともに、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、ベイナイトおよび残留オーステナイトを鋼板組織中に生成させる。このため、第１均熱温度からの冷却後に３５０～５００℃の温度域の第２均熱温度に再度加熱し、３５０～５００℃の温度域で２０ｓ以上保持する。第２均熱温度が３５０℃未満では、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトとの硬度差が大きくなるため、伸びフランジ性が劣化する。また、第２均熱温度が５００℃超えでは、パーライトが過剰に生成するため、伸びが低下する。そのため、第２均熱温度は３５０℃以上５００℃以下とする。
　第２均熱温度での保持時間：２０ｓ以上
　上記した第２均熱温度での保持時間が２０ｓ未満では、ベイナイト変態が十分に進行しないため、未変態のオーステナイトが多く残り、最終的にマルテンサイトが過剰に生成して、伸びフランジ性が低下する。このため、第２均熱温度での保持時間は２０ｓ以上とする。なお、該保持時間の上限は特に規定はしない。ベイナイト変態を進行させるため、３０００ｓ以下とすることが好ましい。
　また、焼鈍後に調質圧延を実施しても良い。伸長率の好ましい範囲は０．１％～２．０％である。
　なお、本発明の範囲内であれば、焼鈍工程において、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。さらに本冷延鋼板を電気めっきし、電気めっき鋼板としても良い。
　以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す化学組成の鋼を溶製して鋳造し、スラブを製造し、スラブ加熱温度（熱間圧延開始温度）１２５０℃とし、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件として熱間圧延を行い、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とし、熱間圧延の終了後、表２に示す時間Ｔ（ｓ）以内に冷却を開始して、表２で示す第１平均冷却速度（冷速１）で第１冷却温度まで冷却し、引き続き第２平均冷却速度（冷速２）で表２に示す巻取温度（ＣＴ）まで冷却して巻取り相当処理を施した。ついで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。その後、表２に示す平均加熱速度で、表２に示す第１均熱温度に加熱して、均熱時間（第１保持時間）保持して焼鈍した後、表２に示す冷却速度（冷速３）で冷却停止温度まで冷却し、その後、加熱し、表２に示す第２均熱温度で保持（第２保持時間）し、室温まで冷却して、高強度冷延鋼板を製造した。
　製造した鋼板について、以下のように各特性を評価した。結果を表３に示す。
　［引張特性］
　製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（１９９８））により、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定するとともに、降伏比（ＹＲ）を求めた。
　［伸びフランジ性］
　製造した鋼板から採取した試験片について、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ　Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、５０％以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。
　［鋼板組織］
　鋼板のフェライト、マルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で観察し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて求めた。具体的には、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から、予め各々のフェライトおよびマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６、６２－６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。
ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　［ナノ硬さ］
　フェライト、マルテンサイト、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度は、ＡＦＭ（原子間力顕微鏡）ナノインデンテーションを用い、鋼板表面から板厚の１／４の部分において、圧下加重を１０００μＮとし、１０箇所のナノ硬さを測定し、その平均値からナノ硬度差を算出した。なお、各組織の同定は、ナノ硬さ測定後に硬さ測定した部分をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）にて組織観察して行った。
　測定した引張特性、伸びフランジ性、ナノ硬度差および鋼板組織の測定結果を表３に示す。表３に示す結果から、本発明例は何れも平均結晶粒径が７μｍ以下のフェライトを体積分率で２０％～５５％、残留オーステナイトを体積分率で５～１５％、平均結晶粒径が４μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で０．５～７％含むとともに、残部に平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度差が３．５ＧＰａ以下、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトのナノ硬度差が２．５ＧＰａ以下である。その結果、本発明例は、９８０ＭＰａ以上の引張強さと、８０％以上の降伏比を確保しつつ、且つ、１７％以上の伸びと穴広げ率５０％以上という良好な加工性が得られている。一方、比較例は、鋼成分や鋼板組織が本発明範囲を満足せず、その結果、引張強さ、降伏比、伸び、穴広げ率の少なくとも１つの特性が劣る。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．６～２．５％、Ｍｎ：２．２～３．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００２～０．０５％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が７μｍ以下のフェライトを体積分率で２０％～５５％、残留オーステナイトを体積分率で５～１５％、平均結晶粒径が４μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で０．５～７％含むとともに、平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織を含み、かつ、フェライトとベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度差が３．５ＧＰａ以下、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトのナノ硬度差が２．５ＧＰａ以下であるミクロ組織を有する、高降伏比高強度冷延鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下の１種以上を含有する、請求項１に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下の１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
  4. 　さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下の１種以上を含有する、請求項１～請求項３のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれかに記載の化学成分を有する鋼スラブを準備し、前記鋼スラブを熱間圧延開始温度：１１５０～１３００℃、仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃の条件で熱間圧延し、熱間圧延の終了後１ｓ以内に冷却を開始し、１次冷却として８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、２次冷却として５℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、巻取温度：５５０℃以下として巻取り、酸洗、冷間圧延を施した後に、３～３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０℃以上の温度域に加熱し、７５０℃以上の温度である第１均熱温度で３０ｓ以上保持した後、第１均熱温度から１５０～３５０℃の温度域の冷却停止温度まで３℃／ｓ以上の第３平均冷却速度で冷却し、３５０℃～５００℃の温度域の第２均熱温度に加熱して２０ｓ以上保持した後、室温まで冷却する、高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
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