JP5270274B2

JP5270274B2 - 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板

Info

Publication number: JP5270274B2
Application number: JP2008235101A
Authority: JP
Inventors: 英雄畠; 俊夫村上; 朗伊庭野
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2008-09-12
Filing date: 2008-09-12
Publication date: 2013-08-21
Anticipated expiration: 2028-09-12
Also published as: JP2010065307A

Description

本発明は、加工性に優れた高強度鋼板に関し、詳細には、伸び（全伸び）および伸びフランジ性の高められた高強度鋼板に関する。

例えば自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的として高強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。

このため、引張強度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１３%以上、穴拡げ率９０%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、その穴広げ率（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％に達していない（同文献の表６の本発明例参照）。

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１３％以上が得られているものの、フェライト面積率が高すぎるため穴拡げ率は９０％に達していない（同文献の表２の発明例参照）。

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、マルテンサイト面積率が５０％未満のものは、伸びは１３％以上が確保されているものの、穴拡げ率は９０％に満たず、マルテンサイト面積率が５０％以上のものは、穴拡げ率は９０％に満たないことに加えて、伸びも１３％に満たない（同文献の表１、２の実施例参照）。このようにマルテンサイト面積率が高いもので伸びが低くなる理由は、オーステナイト単相域から冷却中にフェライトを形成させる製造方法から類推するにフェライト粒の長手方向が一定の方向に集積しているためと考えられる。

そこで本出願人は、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、伸び１３％以上と伸びフランジ性９０％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を目的として、鋭意研究開発を進めた結果、以下の高強度冷延鋼板を完成するに至り、既に特許出願を行った（特願２００８−９７４１１参照）。

本出願人が特願２００８−９７４１１にて提案した高強度冷延鋼板は、
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％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、硬さ３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上７０％以下、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記フェライトはその最大粒径が円相当直径１２μｍ以下で、Ｃ方向（圧延方向と直角な方向）とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布の最大値が１８％以下、最小値が６％以上である
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。

ここで、鋼板はその機械的特性にバラツキを有するため、実用上は機械的特性の平均値だけでなく、バラツキの下限値が問題になる場合が多い。伸びフランジ性に関しては、上記高強度冷延鋼板により、平均値は上昇するものの、依然としてバラツキは残る。例えば鋼板をプレス成形した際には、バラツキの範囲で下限値付近の特性を有する部分で割れが発生するというトラブルが生じる。したがって、プレス成形等における実用的な伸びフランジ性の向上のためには、平均値の上昇に加えてバラツキの低減、すなわちバラツキの下限値の上昇が必要である。
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、伸びフランジ性のバラツキを低減することにより、引張強度が９８０ＭＰａ以上、伸びが１３％以上で、かつ、伸びフランジ性が平均値で９０％以上を確実に満たす、より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％含む）
Ｍｎ：０．５〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．３％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
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、硬さ３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で４０％以上７０％以下、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記フェライトはその平均粒径が円相当直径８μｍ以下であり、
鋼板の厚さ方向断面における、Ｍｎ濃度の上限値Ｃ１（単位：質量％）と下限値Ｃ２（単位：質量％）の比Ｃ１／Ｃ２が２．０以下である
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、
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、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含むものである
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、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織において、焼戻しマルテンサイトの硬さとその面積率、フェライト粒径および鋼板中のＭｎ濃度分布とを適正に制御することで、引張強度と伸びを確保したうえで、さらに伸びフランジ性のバラツキを低減することにより、伸びフランジ性の平均値を確実に向上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。

本発明者らは、上記鋼板の伸びフランジ性のバラツキの原因について種々調査を行った結果、スラブ鋳造時に生じたＭｎの偏析が、製品である鋼板の段階まで残存するためであることを突き止めた。

すなわち、スラブ鋳造時における凝固の際にＭｎが偏析し、スラブ中にＭｎ濃度分布が生じる。このＭｎ濃度分布は、製品である鋼板まで残りやすい。そうすると、鋼板中において、Ｍｎ濃度が高い部分と低い部分とでマルテンサイトの面積率およびその硬さが異なっつてくる。伸びフランジ成形の際には、マルテンサイト粒の境界部から優先的にクラックが発生するため、マルテンサイトの面積率およびその硬さが異なると伸びフランジ性も変化する。したがって、鋼板中のＭｎ濃度分布（Ｍｎ偏析）が伸びフランジ性のバラツキの原因であると考えた。

そこで、上記仮説に基づいて調査を行った結果、Ｍｎ濃度の高い部分（Ｍｎが偏析した部分）で伸びフランジ性が悪化し、このようなＭｎ濃度の高い部分（Ｍｎが偏析した部分）で、伸びフランジ性のバラツキの範囲における下限値を示すことがわかった。そして、Ｍｎ偏析の度合いが種々異なる鋼板の伸びフランジ性を測定したところ、鋼板中におけるＭｎ濃度の最高値Ｃ１と最低値Ｃ２の差Ｃ１／Ｃ２を２．０以下にすることで、伸びフランジ性のバラツキが大幅に低減し、伸びフランジ性の平均値を確実に上昇しうることを見出し、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〕
本発明鋼板は、上記特願２００８−９７４１１にて提案した高強度冷延鋼板（以下、「先行発明鋼板」という。）と同様に、二相組織（フェライト＋焼戻しマルテンサイト）をベースとし、焼戻しマルテンサイトの硬さの範囲も上記先行発明と同じ範囲とするものであるが、特に、焼戻しマルテンサイトの面積率の範囲がその下限側で広くなった点、フェライト粒の微細化を最大粒径でなく平均粒径で規定した点、フェライト粒の配向性を等方化することに代えて、鋼板中におけるＭｎ濃度分布を均一化する点で、上記先行発明鋼板とは相違している。

＜硬さ３３０Ｈｖ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、該界面での亀裂の発生を防止して伸びフランジ性を確保する。

上記作用を有効に発揮させるには、焼戻しマルテンサイトの硬さは３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下（より好ましくは４３０Ｈｖ以下）とする。

＜焼戻しマルテンサイトが面積率で４０％以上７０％以下＞
焼戻しマルテンサイト主体の組織にすることで、焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させても高い引張強度を確保できる。同時にフェライト面積率をある程度確保し、フェライトとマルテンサイトの間でひずみを配分させることで、伸びを確保する。

上記作用を有効に発揮させるには、焼戻しマルテンサイトは、面積率で４０％以上７０％以下（より好ましくは６０％以下）とする。なお、残部はフェライトである。

ここで、焼戻しマルテンサイトの面積率の下限値を、先行発明鋼板では５０％としていたのに対し、本発明鋼板では４０％としたのは、下記フェライト粒の微細化のみによる伸びフランジ性向上作用により、焼戻しマルテンサイトの面積率が緩和されたためである。

＜前記フェライトはその平均粒径が円相当直径８μｍ以下＞
フェライト粒径を小さくすることにより、マトリックス組織中に面積率で３０〜６０％ものフェライトを導入しても、フェライトとマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面での亀裂の発生を防止して伸びフランジ性を確保する。

上記作用を有効に発揮させるには、フェライト粒の最大径を円相当直径で８μｍ以下（より好ましくは７μｍ以下、特に好ましくは６μｍ以下）とする。

ここで、フェライト粒の微細化の規定としては、先行発明鋼板では「最大粒径を１２μｍ以下」と規定していたのに対し、本発明鋼板では「平均粒径で８μｍ以下」と規定することとしたのは、先行発明鋼板ではフェライト粒の配向性の等方化との相乗作用により、伸びフランジ性（平均値としてのλ）を確保していたものを、本発明鋼板ではフェライト粒の配向性に拠らずフェライト粒の微細化のみで伸びフランジ性（平均値としてのλ）を確保するためである。

＜鋼板の厚さ方向断面における、Ｍｎ濃度の上限値Ｃ１（単位：質量％）と下限値Ｃ２（単位：質量％）の比Ｃ１／Ｃ２が２．０以下＞
鋼板中におけるＭｎの偏析を抑制することで、伸びフランジ性のバラツキが低減できる。

上記作用を有効に発揮させるには、Ｃ１／Ｃ２が２．０以下（より好ましくは１．８以下）とする。

Ｃ１／Ｃ２が２．０を超えると、鋼板中におけるＭｎ偏析が大きくなって伸びフランジ性のバラツキが過大になり、平均値としての伸びフランジ性が低下する。

以下、焼戻しマルテンサイトの面積率およびその硬さ、フェライト粒の最大径（円相当直径）、ならびに、Ｍｎの偏析度合いの各測定方法について説明する。

まず、各供試鋼板についてその圧延方向が法線方向となる面を観察できるように調整した後、鏡面研磨し、ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡にて倍率１０００倍で３視野観察した。マルテンサイト面積率については、走査型電子顕微鏡像中の白い粒状コントラストが含まれる領域をマルテンサイトとして、その領域が全体に占める割合を画像解析によって測定し、マルテンサイト面積率とした。

次に、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。

ＨｖＭ＝（１００×Ｈｖ-ＶＦ×ＨｖＦ）／ＶＭ …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（％）、ＶＭ：マルテンサイトの面積率（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。

フェライトの平均粒径（円相当直径）については、画像解析により、２００個の粒子について、個々の粒子の面積を画像解析により測定した後、下記式（２）で円相当直径に換算し、その算術平均を平均粒径とした。

[円相当直径]＝２×（Ａ／π）^0.5・・・式（２）
ここに、Ａ：個々の粒子の面積である。

Ｍｎの偏析度合いについては、各供試鋼板についてその圧延方向が法線方向となる面を観察できるように調整した後、鏡面研磨し、ＥＰＭＡ装置により、該鋼板の厚さ方向断面において鋼板の両表面からそれぞれ２５μｍの部分を除いた範囲について、鋼板厚さ方向に沿って片面側から他面側に向かって１μｍ間隔でＭｎ濃度を測定する。鋼板断面内のほぼ全領域をカバーする５ライン上で同様な測定を行い、全５ライン上で測定されたＭｎ濃度の中で、最高値をＭｎ濃度の上限値Ｃ１（単位：質量％）とし、最低値をＭｎ濃度の下限値Ｃ２（質量％）とし、比Ｃ１／Ｃ２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マルテンサイト硬さに影響し、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、マルテンサイト面積率を確保するために有用な元素である。０．５％未満では十分な焼入れ性が確保できず急冷時に十分なマルテンサイト面積率を確保できないため、引張強度が得られない。一方、５．０％超とするとオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．７〜４．０％、さらに好ましくは１．０〜３．０％である。

Ｐ：０．１％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：０．０１〜０．３％
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、０．３％超ではＡｒ３点が９００℃を超えるので、オーステナイト粒微細化のために必要な熱間仕上げ圧延の終了温度：Ａｒ_３点以上９００℃以下（後記［熱間圧延条件］の項参照）が実現できなくなる。

本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。

Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により伸びと伸びフランジ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。各元素とも、上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加では焼入れ時にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。

Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上
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、上限値を超える添加では、ＢはＢ炭化物を形成し、ＣａとＭｇは上記と逆に介在物を粗大化し、いずれも伸びフランジ性が低下する。

次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。

〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。熱間圧延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、２回焼鈍を繰り返し、さらには焼戻しを行う。

［熱間圧延条件］
熱間圧延条件としては、熱延前加熱温度：１２００〜１３００℃に加熱し、熱延前加熱保持時間：０．５〜５ｈ保持した後に熱間圧延を行い、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ_３点以上９００℃以下に設定し、適宜冷却を行った後、４５０〜７００℃の範囲で巻き取る。

従来鋼板では、熱間圧延前における加熱温度は１２００℃未満で、保持時間も０．２５ｈ前後と短時間であり、生産効率を優先した条件で加熱されていた。これに対し本発明鋼板では従来鋼板より高温でかつ長時間保持することでＭｎ元素の拡散が促進され、凝固時に生じたＭｎ元素の偏析が緩和される。加熱温度が１２００℃未満または保持時間が０．５ｈ未満では、Ｍｎ元素の拡散が不十分となるため十分なＭｎ偏析緩和効果が得られない。一方、加熱温度が１３００℃超または保持時間が５ｈを超えると、Ｍｎ偏析緩和効果が飽和するため加熱用燃料の無駄や生産効率の低下を来たすので好ましくない。

また、仕上げ圧延の終了温度がＡｒ_３点未満では、二相域での圧延となるため圧延荷重が安定せず、適正な鋼板形状を保てなくなる。一方、仕上げ圧延の終了温度が９００℃を超えると、熱間圧延直後のオーステナイト粒が粗大化するため、熱延材の組織はもとより、冷間圧延、焼鈍、焼戻しを経た後の鋼板の組織も粗大化し、引張強度や伸びフランジ性が低下するので好ましくない。

［１回目の焼鈍条件］
１回目の焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度：Ａｃ_３〜１０００℃に加熱し、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する。

＜焼鈍加熱温度：Ａｃ_３〜１０００℃、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下＞
１回目の焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させることで、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率をできるだけ高く確保するためである。

焼鈍加熱温度がＡｃ_３℃未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して十分な面積率を確保できなくなり、一方、１０００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して、２回目の焼鈍、焼戻しを施した後のフェライト粒径が粗大になるため、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。

＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
冷却中にオーステナイトからフェライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、マルテンサイト組織を得るためである。

Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、最終組織でフェライト粒径が粗大になり伸びフランジ性が得られない。

[２回目の焼鈍条件]
２回目の焼鈍条件としては、焼鈍温度：（Ａｃ_１＋Ａｃ_３）／２以上Ａｃ_３未満に加熱し、加熱保持時間：６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する。

なお、先行発明鋼板では、フェライト粒の配向性の等方化を図るため、焼鈍温度まで１５℃／ｓ以上の昇温速度で加熱することとしたが、本発明鋼板ではフェライト粒の配向性等方化の必要がないので、昇温速度は特に規定する必要がない。

＜焼鈍加熱温度：（Ａｃ_１＋Ａｃ_３）／２以上Ａｃ_３未満、焼鈍保持時間：６００ｓ以下＞
２回目の焼鈍加熱時に適量のオーステナイトに変態させ、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率を４０％以上７０％以下とするためである。

焼鈍加熱温度が（Ａｃ_１＋Ａｃ_３）／２未満では、２回目の焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して面積率４０％以上を確保できなくなり、一方、Ａｃ_３以上になると、オーステナイトへの変態量が過剰になり残部であるフェライトの面積率が減少するので、十分な伸びを確保できない。焼鈍加熱温度のより好ましい上限は（０．３Ａｃ_１＋０．７Ａｃ_３）である。

また、焼鈍保持時間が６００ｓを超えると、生産性が悪化するので好ましくない。

＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
上記[１回目の焼鈍条件]の項で述べたのと同様、冷却中にオーステナイトからフェライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、マルテンサイト組織を得るためである。

Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、鋼板の引張強度が確保できなくなる。

［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３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下にする必要があり、そのためには３００〜５５０℃の温度範囲に６０ｓ以上１２００ｓ以下保持するような焼戻し（再加熱処理）を行う必要がある。

この焼戻し工程での保持温度が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および表２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、同表１および表２に各鋼種のＡｃ_１点、Ａｃ_３点、Ｍｓ点などを併記した。Ａｃ_１点、Ａｃ_３点、Ａｒ_３点、Ｍｓ点は以下の式で求めた。

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］−（１０・［Ｍｎ］＋１１・［Ｃｒ］＋２０・［Ｃｕ］＋７００・［Ｐ］−４００［Ａｌ］） …式（３）

Ａｒ_３（℃）＝７３９−２２２・［Ｃ］＋３１・［Ｓｉ］−５・［Ｍｎ］−６９７・［Ｐ］＋４２３［Ａｌ］−１９０４［Ｎ］＋５・［Ｃｒ］＋７５・［Ｍｏ］−８・［Ｃｕ］＋１４・［Ｎｉ］ …式（４）

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

ただし、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｎ］は、それぞれＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ａｌ、Ｎの含有量（質量％）を示す。

これを、加熱温度：１１５０〜１３５０℃、保持時間：１〜１０ｈの条件にて均熱処理した後、熱間圧延し厚さ３．２ｍｍとした。そして、これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、熱処理（焼鈍・焼戻し）を施した。

なお、本実施例はラボ試験装置を用いて実施したため、熱間圧延のための加熱操作の前に均熱処理を行うようにしたが、実機装置においては、上記〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕の項にて説明したように、この均熱処理は省略することができる。

〔試験１〕製造条件の影響調査
まず、製造条件の影響、すなわち、熱間圧延条件および熱処理条件の各影響を調査するため、本発明鋼板の成分組成を満たす、上記表１の鋼種Ｓ−５を代表鋼種として用い、下記表３に示す各熱間圧延条件と下記表４に示す各熱処理条件とを種々組み合わせた製造条件にて試験鋼板を作製した。

〔試験２〕鋼の成分組成の影響調査
ついで、鋼の成分組成の影響を調査するため、上記表１および表２に示した各鋼種を用い、下記表５に示す各製造条件（熱間圧延条件および熱処理条件）にて試験鋼板を作製した。

上記試験１および試験２による熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための最良の形態］の項で説明した測定方法により、マルテンサイトの面積率およびその硬さ、フェライトの平均粒径、ならびに、Ｍｎの偏析度合いを測定した。

また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、および伸びフランジ性λを測定した。なお、引張強度ＴＳと伸びＥｌは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳＺ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳＺ２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。

上記試験１の各鋼板についての測定結果を下記表６に、上記試験２の各鋼板についての測定結果を下記表７に、それぞれ分けて示す。

これらの表に示すように、発明鋼である鋼Ｎｏ．１〜５、９〜２０、３１〜４９は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びＥｌが１３％以上で、かつ、伸びフランジ性（穴広げ率）λが平均値で確実に９０％以上を満足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルをより確実に満足する、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。

これに対して、下記表６に示す、比較鋼である鋼Ｎｏ．６〜８、２１〜２９は、製造条件、すなわち、熱間圧延条件、焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、引張強度、伸び、および、平均値としての伸びフランジ性のうち少なくとも一つが劣っている。

すなわち、鋼Ｎｏ．６、７は、熱間圧延前の加熱温度、加熱保持時間がそれぞれ推奨範囲を下回ったため、Ｍｎ偏析の緩和が不十分となり、引張強度と伸びには優れているものの、平均値としての伸びフランジ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．８は、熱間圧延における仕上げ圧延の終了温度が推奨範囲を上回ったため、フェライト粒が粗大化し、引張強度と伸びには優れているものの、平均値としての伸びフランジ性が劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．２１は、１回目の焼鈍の際における加熱温度が推奨範囲を下回ったため、この段階で粗大なフェライト粒が生成し、伸びおよび伸びフランジ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．２２は、２回目の焼鈍の際における加熱温度が推奨範囲を下回ったため、フェライトの面積率が過大（すなわち、マルテンサイトの面積率が過小）となり、引張強度が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．２３は、上記鋼Ｎｏ．２２と逆に、２回目の焼鈍の際における加熱温度が推奨範囲を上回ったため、フェライトの面積率が過小（すなわち、マルテンサイトの面積率が過大）となり、伸びが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．２４は、２回目の焼鈍の際における加熱保持時間が推奨範囲を上回ったため、フェライト粒が粗大化し、伸びフランジ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．２５は、２回目の焼鈍後における冷却速度が推奨範囲を下回ったため、該冷却中にフェライト変態が進みすぎてフェライトの面積率が過大（すなわち、マルテンサイトの面積率が過小）となり、引張強度が劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．２６は、焼戻しの際における加熱温度が推奨範囲を下回ったため、伸びが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．２７は、上記鋼Ｎｏ．２６と逆に、焼戻しの際における加熱温度が推奨範囲を上回ったため、引張強度が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．２８は、焼戻しの際における加熱保持時間が推奨範囲を下回ったため、伸びが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．２９は、上記鋼Ｎｏ．２８と逆に、焼戻しの際における加熱保持時間が推奨範囲を上回ったため、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。

これに対し、下記表７に示す、比較鋼である鋼Ｎｏ．５０〜６３は、鋼の成分組成が本発明鋼板の規定範囲を外れるため、機械的性質のいずれかが劣っている。

すなわち、鋼Ｎｏ．５０、５１は、鋼中のＰ、Ｓがそれぞれ過多のため、伸びフランジ性が劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．５２は、鋼中のＡｌが過多のため、マルテンサイトの面積率が過小となり、伸びフランジ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．５３は、鋼中のＮが過多のため、伸びと伸びフランジ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．５４、５５は、鋼中のＳｉ、Ｍｎがそれぞれ過多のため、マルテンサイトの面積率が過小となり、伸びフランジ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．５６〜５９は、鋼中のＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉがそれぞれ過多のため、焼入れ時に残留オーステナイトが形成され、マルテンサイトの面積率が過小となり、伸びフランジ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．６０は、鋼中のＢが過多のため、Ｂ炭化物が形成され、伸びフランジ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．６１、６２は、鋼中のＣａ、Ｍｇがそれぞれ過多のため、介在物が粗大化し、伸びフランジ性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．６１は、鋼中のＣが過多のため、マルテンサイトの硬さが過大となり、伸びフランジ性が劣っている。

ちなみに、発明鋼（鋼Ｎｏ．２）と比較鋼（鋼Ｎｏ．７）の、鋼板厚さ方向断面におけるＭｎ濃度の分布状態を図１に例示する。同図に見られるように、比較鋼（鋼Ｎｏ．７）に比べ、発明鋼（鋼Ｎｏ．２）の方が、Ｍｎ濃度のバラツキが大幅に低減しているのが明らかである。

鋼板厚さ方向断面におけるＭｎ濃度の分布状態を示す図であり、（ａ）は発明鋼、（ｂ）は比較鋼である。

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％含む）
Ｍｎ：０．５〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．３％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
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、硬さ３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で４０％以上７０％以下、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記フェライトはその平均粒径が円相当直径８μｍ以下であり、
鋼板の厚さ方向断面における、Ｍｎ濃度の上限値Ｃ１（単位：質量％）と下限値Ｃ２（単位：質量％）の比Ｃ１／Ｃ２が２．０以下である
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、
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、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含むものである
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。