JP5888471B1 - 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、伸びと穴広げ性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板を得ることを目的とする。本発明の鋼板は、Ｃ：０．１５〜０．２５質量％、Ｍｎ：１．８〜３．０質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０質量％を含有し、体積分率でフェライト：２０〜５０％、残留オーステナイト：７〜２０％、マルテンサイト：１〜８％であり、残部にベイナイトと焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、この複合組織において、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．３〜２．０μｍで且つアスペクト比が４以上、マルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍ以下、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを合わせた金属相の平均結晶粒径が７μｍ以下であり、フェライト以外の金属組織と焼戻しマルテンサイトの体積分率の比率が０．６０〜０．８５、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６５質量％以上である。

Description

本発明は、高い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用部材として好適な薄鋼板に関するものである。なお、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。

自動車分野において車体の軽量化による燃費向上が重要な課題となりつつあるなかで、自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼板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に使用される高強度鋼板は、成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れることが要求される。複雑形状を有する部品の成形には、伸びや伸びフランジ性（穴広げ性）といった個別の特性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、そのなかでも特に、曲げ加工などが必要な部品形状では伸びは２０％以上必要である。また、衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、降伏比を高めることが有効であり、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させることが可能である。

従来、成形性と高強度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板（ＤＰ鋼板）が知られている。しかし、ＤＰ鋼板は強度に対して伸びに優れているが、フェライトとマルテンサイトの界面に応力が集中することで、クラックが発生しやすいため、曲げ性や穴広げ性に劣るという欠点があった。そこで、例えば、特許文献１では、フェライトの結晶粒径、体積分率およびナノ硬さを制御することで、優れた伸びと曲げ性を得るようにしたＤＰ鋼板が開示されている。また、高強度と優れた延性を兼ね備えた鋼板として、ＴＲＩＰ鋼板が知られている。このＴＲＩＰ鋼板は、残留オーステナイトを含有した鋼板組織であり、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、穴広げ性に劣る欠点があった。そこで、特許文献２では、ベイニティックフェライトを含有したＴＲＩＰ鋼板が開示されている。

特許第４９２５６１１号公報 特許第４７１６３５８号公報

しかしながら、一般的にＤＰ鋼板は、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くなってしまう。また、特許文献１の鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張り強さ（ＴＳ）に対して、伸びが不十分であり、十分な成形性を確保しているとはいえない。また、残留オーステナイトを活用した特許文献２の鋼板についても、９８０ＭＰａ以上の引張り強さ（ＴＳ）を有する場合においては、降伏比（ＹＲ）が７５％未満であるため、衝突吸収エネルギー特性が低い。このように引張り強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、優れた衝突吸収エネルギー特性を保ちつつ、優れたプレス成形性が得られる伸びおよび穴広げ性を確保することは困難であり、その他の鋼板を含めても、これらの特性（降伏比、強度引張り強さ、伸び、穴広げ性）を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。
したがって本発明の目的は、以上のような従来技術の課題を解消し、伸びと穴広げ性に優れ、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にある。

本発明者らが上記課題を解決すべく検討を重ねた結果、特定の鋼組成の下で、鋼板金属組織のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの体積分率を特定の比率に制御するとともに、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径、残留オーステナイトのアスペクト比、硬質相中の焼戻しマルテンサイトの割合を制御し、さらに２０％以上の伸びを確保するために残留オーステナイト中のＣ濃度を制御することで、高降伏比を保ちつつ、高延性および優れた穴広げ性を併せもつ高強度鋼板が得られることを見出した。

穴広げ試験において、鋼板組織中に高硬度を有する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、打抜き加工時にその界面、特に軟質な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どうしが連結、進展することで、き裂が発生する。一方で、鋼板組織中に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で伸びが向上する。また、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することで降伏比が高くなるが、伸びに対する効果は小さい。そのため、従来では伸びと高降伏比のバランスを向上させることは困難であった。

そこで、本発明者らが検討を重ねた結果、ボイド発生源である軟質相と硬質相の体積分率を調整するとともに、残留オーステナイトを微小で且つアスペクト比が大きい結晶形態とし、さらに残留オーステナイト中のＣ濃度を高めることで、打抜き加工後もマルテンサイト変態しない安定な残留オーステナイトを含有させることにより、打抜き加工時のボイド生成および穴広げ時のボイドの連結を抑制することが可能となり、強度（引張り強さ）や穴広げ性を確保しつつ、伸びの向上と高い降伏比が得られるという知見を得た。また、過剰に焼入れ元素を含有させると、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトの硬度が高くなり、穴広げ性が劣化してしまうため、Ｂを含有させることにより、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトの硬度を上げることなく、焼入れ性を確保することが可能である。さらに、Ｂの添加により、熱間圧延時の仕上圧延後の冷却においても、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。また、硬質相中の焼戻しマルテンサイトの割合により、マルテンサイトの平均結晶粒径が微小となり、穴広げ性が良好になる範囲を明らかにした。

そのためには、Ｃ、Ｍｎ、Ｂを適量含有させ、熱延鋼板の鋼板組織をベイナイト均質組織とし、その後の連続焼鈍の際、冷却停止温度および冷却後の均熱保持条件の制御により焼戻しマルテンサイトの割合を制御すること、冷却中または冷却後の均熱保持中に起こるベイナイト変態の過程で、残留オーステナイトの平均結晶粒径、アスペクト比、Ｃ濃度を制御することが可能となり、本発明の狙いとする鋼板組織を形成できることを知見した。
このため、Ｃを０．１５〜０．２５質量％、Ｍｎを１．８〜３．０質量％、Ｂを０．０００３〜０．００５０質量％の範囲で含有させ、さらに適正な熱間圧延および焼鈍条件で熱処理を施すことで、フェライトとマルテンサイトの結晶粒径を微細化しつつ、伸びや穴広げ性の確保に十分な残留オーステナイトの体積分率、平均結晶粒径、アスペクト比、Ｃ濃度を制御でき、かつ、フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、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、伸びと穴広げ性を向上させることが可能である。

本発明は、以上のような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［1］質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００７％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
フェライトの体積分率が２０〜５０％、残留オーステナイトの体積分率が７〜２０％、マルテンサイトの体積分率が１〜８％であって、残部にベイナイトと焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、該複合組織において、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．３〜２．０μｍで且つアスペクト比が４以上、マルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍ以下、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを合わせた金属相の平均結晶粒径が７μｍ以下であり、フェライト以外の金属組織の体積分率（V1）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（V2）が下記（1）式を満足し、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６５質量％以上である高降伏比高強度冷延鋼板。
０．６０≦V2／V1≦０．８５ …（1）

［2］上記［1］の冷延鋼板において、さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有する高降伏比高強度冷延鋼板。

［3］上記［1］または［2］の化学成分を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度１１５０〜１３００℃、仕上圧延終了温度８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、熱間圧延終了後１秒以内に冷却を開始し、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０℃以下まで１次冷却し、引き続き、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで２次冷却した後、巻取り、酸洗した後、冷間圧延し、次いで、連続焼鈍し、該連続焼鈍では、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０〜８５０℃の温度域まで加熱し、該７５０〜８５０℃の温度域で３０秒以上保持した後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の冷却停止温度域まで冷却し、引き続き、３５０〜５００℃の温度域まで加熱し、該３５０〜５００℃の温度域で３０秒以上保持した後、室温まで冷却する高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明において、高強度冷延鋼板とは、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である冷延鋼板のことを指す。また、本発明において、高降伏比とは、降伏比（ＹＲ）が７５％以上であることを指す。
また、本発明において、平均冷却速度は、冷却開始温度から冷却終了温度を引いたものを冷却時間で割ったものを指す。また、平均加熱速度は、加熱終了温度から加熱開始温度を引いたものを加熱時間で割ったものを指す。

本発明の高強度冷延鋼板は、引張強さが９８０ＭＰａ以上であって、降伏比が７５％以上の高降伏比を有するとともに、伸びが２０．０％以上、穴広げ率が３５％以上である優れた伸びと穴広げ性を有する。
また、本発明の製造方法によれば、このような優れた性能を有する高強度冷延鋼板を安定して製造することができる。

まず、本発明の高強度冷延鋼板の鋼組成について説明する。以下の説明において、鋼成分の「％」表示は質量％を意味する。
本発明の高強度冷延鋼板は、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００７％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、さらに必要に応じて、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する。

・Ｃ：０．１５〜０．２５％
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの第２相形成にも寄与し、特に残留オーステナイトのＣ濃度を高めることに有効である。Ｃの含有量が０．１５％未満では、必要なベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積分率の確保や、残留オーステナイト中のＣ濃度の確保が難しい。このため、Ｃの含有量は０．１５％以上とする。好ましくは、Ｃの含有量は０．１７％以上とする。一方、Ｃを過剰に含有させるとフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が低下する。このためＣの含有量は０．２５％以下とする。好ましくは、Ｃの含有量は０．２３％以下とする。

・Ｓｉ：１．２〜２．２％
Ｓｉはベイナイト変態時に炭化物生成を抑制することで残留オーステナイトの形成に寄与するとともに、残留オーステナイトのアスペクト比を確保するためにも必要な元素である。十分な残留オーステナイトを形成するためには１．２％以上含有させることが必要であり、好ましくは、Ｓｉの含有量は１．３％以上とする。しかし、Ｓｉを過剰に含有させると化成処理性が低下するため、Ｓｉの含有量は２．２％以下とする。

・Ｍｎ：１．８〜３．０％
Ｍｎは固溶強化しつつ、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎは、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、Ｍｎは、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。その効果を得るためには１．８％以上含有することが必要である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、マルテンサイトの体積分率が過剰となり、さらにはマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度が高くなって穴広げ性が劣化するため、Ｍｎの含有量は３．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎの含有量は２．８％以下とし、さらに好ましくは２．５％以下とする。

・Ｐ：０．０８％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に含有させた場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、溶接性が低下することから、Ｐの含有量は０．０８％以下とする。好ましくは、Ｐの含有量は０．０５％以下とする。

・Ｓ：０．００５％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ため、Ｓの含有量の上限は０．００５％とする。好ましくは、Ｓの含有量は０．００４５％以下とする。特に下限は限定されないが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、Ｓの含有量の下限は０．０００５％程度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が、Ａｌを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、Ａｌの含有量は０．０５％以下とする。

・Ｎ：０．００７％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ことから、含有量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎの含有量は０．００７％以下とする。好ましくは、Ｎの含有量は０．００５％以下とする。

・Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
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ことができる元素である。さらに、本発明に必須な元素であるＢをＮと反応させないためにも、Ｔｉは必要である。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とする必要がある。好ましくは、Ｔｉの含有量は０．００８％以上とする。一方、Ｔｉを多量に含有させると伸びが著しく低下するため、Ｔｉの含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｔｉの含有量は０．０３０％以下とする。

・Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与し、焼入れ性を確保しつつ、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度を顕著に高くさせない元素である。さらに、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。この効果を発揮させるために、Ｂの含有量を０．０００３％以上とする必要がある。一方、Ｂを０．００５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、Ｂの含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｂの含有量は０．００４０％以下とする。

本発明では、上記の成分に加え、必要に応じて、以下の成分を１種又は２種以上を含有させても良い。

・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とができるため、必要に応じて含有させることができる。このような効果を発揮させるためには、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、多量のＶを含有させても、０．１０％を超えた分の強度上昇効果は小さく、却って合金コストの増加を招く。このため、Ｖの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。

・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ことができるため、必要に応じて含有することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂを多量に含有させると伸びが著しく低下するため、Ｎｂの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。

・Ｃｒ:０．５０％以下
Ｃｒは、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような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を０．５０％を超えて含有させると、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％以下とすることが好ましい。

・Ｍｏ:０．５０％以下
Ｍｏは、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与し、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あり、必要に応じて含有させることができる。これら効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｏを０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、Ｍｏの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。

・Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与し、また第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。これら効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｕを０．５０％を超えて含有させても効果が飽和し、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％以下とすることが好ましい。

・Ｎｉ：０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与し、また第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。これら効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させることが好ましい。また、Ｃｕと同時に含有させると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ含有させる時に有効である。一方、０．５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、Ｎｉの含有量は０．５０％以下が好ましい。

・Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下
ＣａとＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性に対する硫化物の悪影響を低減する効果を有する元素であり、必要に応じて含有させることができる。これらの効果を発揮するためには、Ｃａ、ＲＥＭはそれぞれ０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭを０．００５０％を超えて含有させても効果が飽和するため、それらの含有量はそれぞれ０．００５０％以下が好ましい。

上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量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させても、その効果は失われない。

次に、本発明の高強度冷延鋼板の金属組織について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板の金属組織は、フェライトの体積分率が２０〜５０％、残留オーステナイトの体積分率が７〜２０％、マルテンサイトの体積分率が１〜８％であって、残部にベイナイトと焼戻しマルテンサイトを含む複合組織であり、この複合組織において、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．３〜２．０μｍで且つアスペクト比が４以上、マルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍ以下、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを合わせた金属相の平均結晶粒径が７μｍ以下であり、フェライト以外の金属組織（すなわち、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、パーライトなどの硬質相）の体積分率（V1）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（V2）が下記（1）式を満足し、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６５質量％以上である。なお、各金属相の体積分率は、鋼板の全体に対する体積分率である。
０．６０≦V2／V1≦０．８５ …（1）

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ので、フェライトの体積分率は２０％以上とする。好ましくは、フェライトの体積分率は２５％以上とする。一方、フェライトの体積分率が５０％を超えると、硬質な第２相が多くなりすぎるため、軟質なフェライトとの硬度差が大きい箇所が多く存在し、穴広げ性が低下する。また、９８０ＭＰａ以上の強度引張り強さの確保も困難である。このためフェライトの体積分率は５０％以下とする。好ましくは、フェライトの体積分率は４５％以下とする。
また、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ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ため、良好な穴広げ性が得られない。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。このため、フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下とする。

残留オーステナイトの体積分率が７％未満では伸びが低下するため、良好な伸びを確保するために、残留オーステナイトの体積分率は７％以上とする。好ましくは、残留オーステナイトの体積分率は９％以上とする。一方、残留オーステナイトの体積分率が２０％を超えると、穴広げ性が劣化するため、残留オーステナイトの体積分率は２０％以下とする。また、好ましくは、残留オーステナイトの体積分率は１５％以下とする。
また、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．３μｍ未満では伸びに及ぼす寄与が小さいため、２０％以上の伸びを確保することが困難である。一方、平均結晶粒径が２．０μｍを超える範囲では、穴広げ試験時のボイド生成後にボイドの連結が起こりやすくなる。このため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は０．３〜２．０μｍとする。

残留オーステナイトの結晶形態のアスペクト比が４未満では、穴広げ試験時のボイド生成後にボイドの連結が起こりやすくなる。このため、残留オーステナイトの結晶形態のアスペクト比は４以上とする。また、好ましくは５以上とする。
また、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６５質量％未満では穴広げ試験の打抜き時にマルテンサイト変態しやすくなり、ボイドの生成が増加することで穴広げ性が低下する。このため、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度は０．６５質量％以上とする。好ましくは０．６８質量％以上とし、さらに好ましくは０．７０質量％以上とする。

所望の穴広げ性を確保しつつ、９８０ＭＰａ以上の引張り強さを得るためにはマルテンサイトの体積分率は１％以上必要である。一方、良好な穴広げ性を確保するために、マルテンサイトの体積分率は８％以下とする必要がある。このため、マルテンサイトの体積分率は１〜８％とする。
また、マルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍを超えると、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、穴広げ性が劣化する。このため、マルテンサイトの平均結晶粒径は２μｍ以下とする。なお、ここでいうマルテンサイトとは、連続焼鈍時の第２均熱処理における均熱温度３５０〜５００℃で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。

高強度で高い降伏比を得るためには、鋼板の金属組織中にベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを存在させることが重要である。また、良好な穴広げ性や高降伏比を確保するために、金属組織中に平均結晶粒径が７μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含有することが必要である。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを合わせた金属相の平均結晶粒径が７μｍを超えると、穴広げ時の打抜き時に生成する軟質なフェライトと硬質な残留オーステナイトやマルテンサイトとの界面にボイドが多く生成し、その端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、良好な穴広げ性が得られない。このため、残部のベイナイトと焼戻しマルテンサイトを合わせた金属相の平均結晶粒径は７μｍ以下とする。好ましくは、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを合わせた金属相の平均結晶粒径は６μｍ以下とする。
なお、焼戻しマルテンサイトとは、連続焼鈍時の冷却停止温度（１００〜２５０℃）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、その後３５０〜５００℃の温度域ま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。

また、フェライト以外の金属組織（すなわち、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、パーライトなどの硬質相）の体積分率（V1）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（V2）が下記（1）式を満足する。
０．６０≦V2／V1≦０．８５ …（1）
冷却時に生成したマルテンサイトは、再加熱時およびその後の均熱保持により焼戻されることで焼戻しマルテンサイトとなるが、この焼戻しマルテンサイトの存在により、均熱保持中のベイナイト変態が促進され、最終的に室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトを微小化し且つ狙いの体積分率に調整することが可能となる。（1）式のV2／V1が０．６０未満では、焼戻しマルテンサイトによる効果が十分に得られないため、（1）式のV2／V1の下限は０．６０とする。一方、（1）式のV2／V1が０．８５を超えると、ベイナイト変態可能な未変態のオーステナイトが少ないため、十分な残留オーステナイトが得られず、伸びが低下するため、（1）式のV2／V1の上限は０．８５とする。好ましくは、（1）式のV2／V1は０．８０以下とする。

また、本発明の冷延鋼板の金属組織は、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、パーライトを含む場合があるが、この場合でも本発明の効果は損なわれない。ただし、パーライトの体積分率は５％以下が好ましい。
各金属相の体積分率、平均結晶粒径、残留オーステナイトのアスペクト比と平均Ｃ濃度は、後述する実施例に記載の方法で測定、算出することができる。また、各金属相の体積分率、平均結晶粒径、残留オーステナイトのアスペクト比と平均Ｃ濃度は、特定の成分組成にしたり、熱間圧延時および／または連続焼鈍時に鋼板組織を制御したりすることにより調整することができる。

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。
本発明の製造方法では、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℃、仕上圧延終了温度８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、熱間圧延終了後１秒以内に冷却を開始し、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０℃以下まで１次冷却し、引き続き、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで２次冷却した後、巻取り、酸洗した後、冷間圧延し、次いで、連続焼鈍し、該連続焼鈍では、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０〜８５０℃の温度域まで加熱し、該７５０〜８５０℃の温度域で３０秒以上保持（第１均熱処理）した後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の冷却停止温度域まで冷却し、引き続き、３５０〜５００℃の温度域まで加熱し、該３５０〜５００℃の温度域で３０秒以上保持（第２均熱処理）した後、室温まで冷却する。ここで、室温とは、−５〜４０℃のことを指す。

［熱間圧延工程］
熱間圧延に供する鋼スラブは、成分のマクロ偏析が生じにくいという点から連続鋳造法で得られたものが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法で得られたものでもよい。また、鋼スラブを熱間圧延工程に供給するプロセスとしては、鋳造された後、一旦室温まで冷却された鋼スラブを、再加熱して圧延する方式のほかに、（i）鋳造された鋼スラブを冷却することなく、温片のままで加熱炉に装入し、再加熱して圧延する方式、（ii）鋳造された鋼スラブを冷却することなく、保熱を行った後に直ちに圧延する方式、（iii）鋳造された鋼スラブをそのまま圧延する方式（直送圧延・直接圧延方式）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℃
熱間圧延開始温度は、１１５０℃未満では圧延負荷が増大して生産性が低下し、一方、１３００℃を超えると加熱コストが増大するだけであるため、１１５０〜１３００℃とする。このような温度で熱間圧延を開始するために、鋳造された鋼スラブが上記のようなプロセスで熱間圧延工程に供給される。
・仕上圧延終了温度：８５０〜９５０℃
熱間圧延は、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穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上圧延終了温度が９５０℃超えでは熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する。このため、仕上圧延終了温度は８５０〜９５０℃とする。

・仕上圧延後の冷却条件：熱間圧延終了後から冷却開始まで１秒以内、１次冷却の平均冷却速度８０℃／ｓ以上、冷却温度６５０℃以下、２次冷却の平均冷却速度５℃／ｓ以上、冷却温度５５０℃以下
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、熱延鋼板の鋼板組織を制御する。この均質化した熱延組織の制御により、最終的な鋼板組織、主にフェライトやマルテンサイトを微細化させる効果が得られる。そのために、仕上圧延後は、圧延終了後１秒以内に冷却を開始し、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０℃以下まで１次冷却する。この１次冷却での平均冷却速度が８０℃／ｓ未満ではフェライト変態が開始されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性が低下する。また、この１次冷却における冷却温度が６５０℃を超えるとパーライトが過剰に生成し、この場合も、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性が低下する。また、１次冷却の開始が圧延終了から１秒を超えると、フェライト若しくパーライトが過剰に生成するため、焼鈍後の穴広げ性が低下する。
１次冷却した後、引き続き、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで２次冷却する。この２次冷却において、平均冷却速度が５℃／ｓ未満若しくは冷却温度が５５０℃超では、熱延鋼板の鋼板組織にフェライト若しくはパーライトが過剰に生成し、焼鈍後の穴広げ性が低下する。

・巻取温度：５５０℃以下
上述したように２次冷却温度が５５０℃以下であるので、巻取温度も必然的に５５０℃以下となるが、巻取温度を５５０℃以下とすることにより、フェライトおよびパーライトが過剰に生成することを防止できる。また、好ましい巻取温度は５００℃以下である。巻取温度の下限は特にないが、巻取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、巻取温度は３００℃以上とすることが好ましい。

［酸洗工程］
熱間圧延で得られた熱延鋼板を酸洗し、鋼板表層のスケールを除去する。この酸洗条件に特別な制限はなく、常法に従って実施すればよい。

［冷間圧延工程］
酸洗後の熱延鋼板を所定の板厚に冷間圧延し、冷延鋼板を得る。冷間圧延条件に特別な制限はなく、常法に従って実施すればよい。

［連続焼鈍工程］
再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織にベイナイト、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ために、冷延鋼板を連続焼鈍する。この連続焼鈍では、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０〜８５０℃の温度域まで加熱し、該７５０〜８５０℃の温度域で３０秒以上保持（第１均熱処理）した後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の冷却停止温度域まで冷却し、引き続き、３５０〜５００℃の温度域まで加熱し、該３５０〜５００℃の温度域で３０秒以上保持（第２均熱処理）した後、室温まで冷却する。

・連続焼鈍開始時の平均加熱速度：３〜３０℃／ｓ
焼鈍による再結晶で生成するフェライトやオーステナイトの核の生成が、生成した粒が成長、すなわち粗大化することより早く起こることで、焼鈍後の結晶粒を微細化させることが可能である。特にフェライト粒径の微細化は、降伏比を上げる効果があるため、連続焼鈍開始時の加熱速度を制御することが重要である。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限は３０℃／ｓとする。また、平均加熱速度が小さすぎるとフェライト粒が粗大化して所定の平均粒径が得られないため、３℃／ｓ以上の平均加熱速度が必要である。好ましくは、平均加熱速度は５℃／ｓ以上とする。

・第１均熱処理条件：均熱温度７５０〜８５０℃、保持（均熱）時間３０秒以上
第１均熱処理では、フェライトとオーステナイトの２相域若しくはオーステナイト単相域である温度域で均熱する。この均熱温度が７５０℃未満では、焼鈍中の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の体積分率を得ることができないため、均熱温度の下限は７５０℃とする。一方、均熱温度が８５０℃を超えると、フェライトおよびオーステナイトの結晶粒が粗大化して所定の平均粒径が得られないため、均熱温度の上限は８５０℃とする。
上記の均熱温度において、再結晶を進行させるとともに、一部または全てをオーステナイト変態させるため、保持（均熱）時間は３０秒以上とすることが必要である。保持（均熱）時間の上限は特にないが、６００秒を超えて保持させたとしても、その後の鋼板組織や機械的性質に影響しないため、省エネルギーの観点から、保持（均熱）時間は６００秒以内とすることが好ましい。

・第１均熱処理後の冷却条件：平均冷却速度３℃／ｓ以上、冷却停止温度１００℃〜２５０℃
高降伏比や穴広げ性の観点から焼戻しマルテンサイトを生成させるため、均熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、第１均熱処理で生成したオーステナイトを一部マルテンサイト変態させるために、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の冷却停止温度域まで冷却する。平均冷却速度が３℃／ｓ未満では、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ため、平均冷却速度の下限は３℃／ｓとする。平均冷却速度の上限は特にないが、ある程度ベイナイト変態を促進するために、平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、冷却停止温度が１００℃未満では、冷却時にマルテンサイトが過剰に生成するため、未変態のオーステナイトが減少し、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。一方、冷却停止温度が２５０℃を超えると、焼戻しマルテンサイトが減少し、穴広げ性が低下する。このため、冷却停止温度は１００〜２５０℃とする。好ましくは、冷却停止温度は１５０℃以上である。また、好ましくは、上記冷却停止温度は２２０℃以下である。

・第２均熱処理条件：均熱温度３５０〜５００℃、保持（均熱）時間３０秒以上
冷却途中に生成したマルテンサイトを焼戻すことで焼戻しマルテンサイトとすることと、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するために、第１均熱処理からの冷却後に再度加熱し、第２均熱処理として３５０〜５００℃の温度域で３０秒以上保持する。この第２均熱処理での均熱温度が３５０℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、フェライトおよびマルテンサイトとの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が劣化する。一方、５００℃を超えると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、均熱温度は３５０〜５００℃とする。また、保持（均熱）時間が３０秒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しまい、穴広げ性が低下する。このため、保持（均熱）時間は３０秒以上が必要である。保持（均熱）時間の上限は特にないが、２０００秒を超えて保持させたとしても、その後の鋼板組織や機械的性質に影響しないため、省エネルギーの観点から、保持（均熱）時間は２０００秒以内とすることが好ましい。

また、本発明の製造方法では、連続焼鈍後に調質圧延を実施してもよい。この調質圧延での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よい。さらに、本発明の冷延鋼板を電気めっきし、電気めっき鋼板としてもよい。

表１に示す化学組成の鋼を溶製して２３０ｍｍ厚のスラブを鋳造し、この鋼スラブを熱間圧延開始温度１２５０℃で、表２および表３に示す条件で熱間圧延し、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。この熱間圧延工程では、仕上圧延終了後、所定時間内に冷却を開始し、所定の平均冷却速度で所定の冷却温度まで１次冷却した後、引き続き、所定の平均冷却速度で所定の冷却温度（巻取温度と同じ温度）まで２次冷却し、巻取りを行った。
得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施し、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。その後、表２および表３に示す条件で連続焼鈍を行った。この連続焼鈍では、所定の平均加熱速度で加熱し、所定の均熱温度および保持（均熱）時間で第１均熱処理をした後、所定の平均冷却速度で所定の冷却停止温度まで冷却し、引き続き加熱し、所定の均熱温度および保持（均熱）時間で第２均熱処理をした後、室温（２５℃）まで冷却した。

製造した冷延鋼板から、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、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、降伏比（ＹＲ）を測定した。引張強さ（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上、全伸び（ＥＬ）２０.０％以上、降伏比（ＹＲ）７５％以上を、それぞれ“良好”とした。
穴広げ性に関しては、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。穴広げ率λ（％）が３５％以上のものを穴広げ性が“良好”とした。

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、５０００倍の倍率で観察し、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については、Media Cybernetics社製「Image-Pro」を用いて、鋼板組織写真から予めフェライトおよびマルテンサイト結晶粒を各々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。具体的には、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。残留オーステナイトの平均結晶粒径については、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）を用いて５０００倍の倍率で観察し、上記の「Image-Pro」を用いて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アスペクト比は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて５０００倍、１００００倍、２００００倍の倍率で観察し、１０箇所の平均アスペクト比を求めた。表４および表５では、残留オーステナイトのアスペクト比が４以上のものは「○」、４未満のものは「×」とした。残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（［Ｃγ％］）は、ＣｏＫα線を用いてｆｃｃ鉄の回折面（２２０）から求めた格子定数ａ（Å）と、［Ｍｎ％］、［Ａｌ％］を下記（2）式に代入して計算して求めることができる。
ａ＝3.578＋0.033［Ｃγ％］＋0.00095［Ｍｎ％］＋0.0056［Ａｌ％］ …（2）
ここで、［Ｃγ％］は残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度（質量％）であり、［Ｍｎ％］、［Ａｌ％］はそれぞれＭｎ、Ａｌの含有量（質量％）である。

また、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により鋼板組織を観察し、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の鋼組織の種類を決定した。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトをあわせた金属相の平均結晶粒径は、上述した「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。
各鋼板の金属組織を表４および表５に、また、引張特性と穴広げ率の測定結果を表６に示す。
表６によれば、本発明例の鋼板はいずれも、９８０ＭＰａ以上の引張強さと、７５％以上の降伏比を確保しつつ、２０．０％以上の伸びと３５％以上の穴広げ率という良好な加工性が得られている。これに対して比較例は、引張強さ、降伏比、伸び、穴広げ率の少なくとも１つの特性が劣っている。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００７％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
   フェライトの体積分率が２０〜５０％、残留オーステナイトの体積分率が７〜２０％、マルテンサイトの体積分率が１〜８％であって、残部にベイナイトと焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、該複合組織において、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．３〜２．０μｍで且つアスペクト比が４以上、マルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍ以下、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを合わせた金属相の平均結晶粒径が７μｍ以下であり、フェライト以外の金属組織の体積分率（V1）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（V2）が下記（1）式を満足し、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６５質量％以上である高降伏比高強度冷延鋼板。
   ０．６０≦V2／V1≦０．８５ …（1）
2. さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下の中から選ばれる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. 請求項１または２に記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法であり、鋼スラブを、熱間圧延開始温度１１５０〜１３００℃、仕上圧延終了温度８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、熱間圧延終了後１秒以内に冷却を開始し、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０℃以下まで１次冷却し、引き続き、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで２次冷却した後、巻取り、酸洗した後、冷間圧延し、次いで、連続焼鈍し、該連続焼鈍では、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０〜８５０℃の温度域まで加熱し、該７５０〜８５０℃の温度域で３０秒以上保持した後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の冷却停止温度域まで冷却し、引き続き、３５０〜５００℃の温度域まで加熱し、該３５０〜５００℃の温度域で３０秒以上保持した後、室温まで冷却する高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。